本申請要求下述臨時專利申請的優(yōu)先權(quán)利益：2014年6月17日提交的申請?zhí)?2/013,396，2014年12月18日提交的申請?zhí)?2/093,731和2015年1月6日提交的申請?zhí)?2/100,373。

關(guān)于聯(lián)邦資助的研究或開發(fā)的陳述

不適用。

聯(lián)合研究協(xié)議的參與方名稱

不適用。

提交的材料、包括光盤上的材料的參考并入

美國專利申請?zhí)?4/404,007，2014年11月25日提交

美國專利號8480824B2，2013年7月9日出版

美國專利申請?zhí)?2/485,785，2009年6月16日提交

美國專利申請?zhí)?2/444,242，2009年4月3日提交

技術(shù)領(lǐng)域

本發(fā)明涉及高級高強度鐵基合金，更具體來說涉及其變換和/或造型的方法。這些合金能夠被成形到最小彎曲半徑，并且可以通過處理低碳鋼、中碳鋼和高碳鋼來獲得。這些鐵基合金也可以通過磷合金化被設(shè)計成耐腐蝕的，并同時避免晶界脆化。

背景技術(shù)：

傳統(tǒng)上，冶金學(xué)家希望獲得低品質(zhì)金屬例如低碳鋼，并通過包括退火、淬火和回火等在內(nèi)的廉價處理將它們變換成高品質(zhì)鋼和更需要的產(chǎn)品。以前的嘗試獲得了有限的成功，因為它們并不總是產(chǎn)生所需產(chǎn)品。其他嘗試，由于高的加工成本或需要最終摻入過量的昂貴合金化，在大規(guī)模上失敗了。

一般來說，鋼的規(guī)律是得到的鋼越強，它越硬，但是鋼具有的伸長率會越小。在大多數(shù)情況下，術(shù)語“伸長率”與術(shù)語延展性、彎曲性或成形性同義使用。伸長率在拉伸試驗臺上被測得，所述試驗臺將鋼樣品單軸拉伸，以確定在破損之前所述鋼將伸長或伸展多少。ASTM具有拉伸試驗的長篇綜述。

隨著鋼變得更硬并具有更小的伸長率或延展性，它在沖壓成形模具中成形的能力降低。鋼鐵工業(yè)長期以來聚焦于提高強度并同時試圖維持或提高伸長率。這以顯著的成本代價，通過使用資本密集型熱機械方法來進行，所述方法花費大量時間將鋼均化、淬火，然后回火。同樣地，以進一步的成本代價添加合金元素，以便提高鋼的強度以及更重要的伸長率。

鋼鐵工業(yè)公布它們的產(chǎn)品的強度和伸長率具有被保證的最低性能。美國汽車工業(yè)通常使用由ASTM列出的標準50mm標距長度。ASTM公布了已開發(fā)的標準，其使得具有15％伸長率的鋼在破損之前至少伸展15％，并且本領(lǐng)域技術(shù)人員已知這種鋼可以自身對折，就像將一張紙自身對折一樣。這將被認為是“零T”彎曲，其中“T”表示材料的相對于彎曲半徑的厚度。另一個經(jīng)驗法則是僅有10-12％伸長率的鋼通?？梢员怀尚蔚綇澢霃皆?至2個材料厚度之間(例如1T彎曲至2T彎曲)。也廣為人知的是具有7-9％伸長率的鋼當(dāng)在沖壓機中成形為部件時，為了防止鋼破裂，要求至少2T至3T的彎曲半徑，更通常3T至5T的彎曲半徑。

加工高級高強度鋼以制造高度可成形鋼，通常需要資本密集型設(shè)備、高的支出、昂貴和危險的熱流體例如淬火油和淬火鹽，以及包括使用熔爐、加熱設(shè)備和來自于傾倒熔融鋼的殘熱的回火/退火過程。這些淬火程序旨在將鋼的硬度提高到所需值。貝氏體和馬氏體可以通過這些過程制造，并且對于某些高強度應(yīng)用來說是非常理想的材料，因為它們通常具有約20及以上的洛氏C硬度。硬度的提高與可比的拉伸強度提高相關(guān)聯(lián)。

典型的高級高強度鋼通常已包括貝氏體相和/或馬氏體相。多相材料包括大量不同的共存微結(jié)構(gòu)，包括貝氏體、馬氏體、針狀鐵素體和其他形態(tài)的鐵素體、殘留奧氏體、珠光體等。貝氏體通常是由鐵素體和碳化物的組合構(gòu)造而成的針狀鋼，其表現(xiàn)出相當(dāng)高的韌性并同時將高強度與良好延展性相組合。在歷史上，貝氏體是非常理想的產(chǎn)品，其通過傳統(tǒng)的奧氏回火，通過相當(dāng)長時間的熱循環(huán)進行商業(yè)化制造，所述熱循環(huán)通常至少花費超過數(shù)分鐘至數(shù)小時的時間。貝氏體鋼的一個實際優(yōu)點在于在貝氏體變換發(fā)生后不需進一步熱處理即可獲得與足夠的延展性一起的相對高的強度水平。

這些含有貝氏體的鋼，當(dāng)作為低碳合金制造時，可以容易地焊接。已發(fā)現(xiàn)，通過這些長時間過程制造的常規(guī)貝氏體是抗回火的，并且能夠在與被焊接金屬相鄰的熱影響區(qū)中發(fā)生變換和/或保留，從而減少了碎裂的發(fā)生并提供脆性較低的焊縫。此外，這些常規(guī)的貝氏體鋼具有較低的碳含量，它們傾向于提高總體可焊接性并經(jīng)歷由變換引起的應(yīng)力降低。當(dāng)存在局部非均質(zhì)化學(xué)時，由于存在較低碳區(qū)域，可焊接性被進一步提高。當(dāng)在具有顯著的合金元素的中碳鋼和高碳鋼中形成奧氏回火的貝氏體時，由于在每個化學(xué)均化的鋼晶粒中的較高的碳當(dāng)量含量，可焊接性降低。

另一種典型的常規(guī)高強度鋼組分馬氏體，是由碳在鐵的體心四方晶格中的硬的超飽和固體溶液制成的另一種針狀微結(jié)構(gòu)。它通常是在被稱為馬氏體變換或剪切變換的相變換期間形成的亞穩(wěn)定過渡結(jié)構(gòu)，在所述變換中，可以將較大的奧氏體化鋼工件淬火到馬氏體變換范圍內(nèi)的溫度并保持在該溫度下，以在冷卻到室溫之前獲得整體均等的溫度。在較薄區(qū)段中的馬氏體通常在水中淬火。由于化學(xué)過程在較高溫度下加速，因此通過施加熱，馬氏體容易被回火到低得多的強度。由于淬火可能難以控制，因此大多數(shù)鋼被淬火以產(chǎn)生過度豐富的馬氏體，然后被回火以逐漸降低其強度，直到獲得目標應(yīng)用所需的正確的硬度/延展性的微結(jié)構(gòu)。

高強度鋼工業(yè)正在尋找獲得這些高強度鋼的不太昂貴的方法。此外，鋼鐵工業(yè)需要廉價地生產(chǎn)能夠形成最小彎曲半徑的鋼，包括單一相、復(fù)雜相和多相材料，以及更耐腐蝕的高強度鋼。

技術(shù)實現(xiàn)要素：

根據(jù)本發(fā)明，將條材、片材、棒材、板材、線材、管材、型材、工件等中的低等級鐵合金，以最小的成本、時間和勞力轉(zhuǎn)化成表現(xiàn)出高彎曲能力以達最小成形半徑并產(chǎn)生合理的伸長率值的多相、多化學(xué)的高級高強度鋼。具體來說，可以將普碳鋼制造成單相或多相材料，其具有極高可成形性，甚至能夠?qū)崿F(xiàn)零-T彎曲半徑，并且還具有超過900兆帕的強度。從這些雙相和復(fù)雜相材料制造的彎曲半徑小至一個材料厚度或更小的制品，可以通過實踐本發(fā)明來獲得。由于從下限奧氏體化溫度加熱到所選峰值溫度的鐵基合金的加熱持續(xù)時間短，然后迅速冷卻，這種方法被稱為“快速處理(Processing)”。使用已被發(fā)現(xiàn)具有快速獲得部分貝氏體微結(jié)構(gòu)能力的各種最小合金化鋼，這種方法被稱為“快速處理(Processing)”。

公開了一種對鐵基合金進行快速微處理，用于形成高強度合金的至少一個相的方法，其中所述方法包括為具有第一微結(jié)構(gòu)的鐵基合金提供奧氏體變換溫度的步驟。通過以極高的速率例如100℉/sec至5000℉/sec從低于下限奧氏體變換溫度快速加熱直至高于所述奧氏體變換溫度的所選峰值溫度，該第一微結(jié)構(gòu)能夠被變換成具有包括上面提到的相的第二微結(jié)構(gòu)的鐵基合金。由于在最初含碳化物的鐵基合金中允許合金元素均質(zhì)化的時間極少(在高于奧氏體化溫度下<10s)，在冷卻后，該第二微結(jié)構(gòu)已知是非均質(zhì)的。已發(fā)現(xiàn)，高達5000℉/sec的冷卻速率使化學(xué)和微結(jié)構(gòu)非均質(zhì)性穩(wěn)定。已發(fā)現(xiàn)，最高750℃的預(yù)加熱是有益的，只要所達到的預(yù)加熱溫度低得足以避免加速碳調(diào)平、碳化物溶解和合金均質(zhì)化即可。

在本發(fā)明的實踐中，由于由快速加熱引發(fā)的熱循環(huán)的持續(xù)時間短，因此對于給定合金來說，常規(guī)計算出來的主體化學(xué)奧氏體變換溫度被提高。這種出現(xiàn)少于10sec的提高的奧氏體化溫度，部分地是由在單個奧氏體晶粒中的鋼內(nèi)存在的多種合金濃度和富含碳化物的合金的奧氏體化溫度的平均化造成的。由于不同的碳濃度具有不同的上限奧氏體化溫度，因此在大多數(shù)先前奧氏體晶粒中存在的碳濃度或缺少碳，將對鐵基合金的即時奧氏體化溫度具有極大影響。例如，主要包含鐵素體的鐵基合金，其含有非常低的碳濃度，將具有最接近于純鐵中的鐵素體的相對高的上限即時奧氏體化溫度。

通過將普碳鋼在從低于下限奧氏體化溫度起10秒之內(nèi)從室溫加熱到高于鋼的奧氏體化溫度的高溫，然后將它在從獲得所選峰值溫度起不到10秒內(nèi)淬火到低于所存在的化學(xué)物質(zhì)的馬氏體最終溫度的熱循環(huán)，整個循環(huán)少于20秒，產(chǎn)生了可成形的鋼，其可以以僅僅約5至12％的伸長率實現(xiàn)前所未見的最小彎曲半徑強度。最優(yōu)情況下，所述鋼能夠自身彎折180°，也被稱為“零-T”彎曲，其中“T”是指材料厚度或1T彎曲半徑。

這種極快加熱和極快淬火的序列，在沒有在高溫下的任何實質(zhì)性保持時段的條件下發(fā)生，其少于10sec。所述淬火在緊鄰加熱裝置的淬火裝置中，在所述鐵基合金的至少一部分上以極快的速率即100°F/sec至5,000°F/sec發(fā)生。我們使用術(shù)語“緊鄰”是指淬火在數(shù)厘米或1米內(nèi)發(fā)生，并且轉(zhuǎn)移幾乎是即時的。在某些情況下，需要較慢或中斷的淬火以便發(fā)生含有碳化物的鐵基合金的連續(xù)冷卻變換或時間溫度變換。取決于在鐵基合金上進行處理的部位，這個程序在所需區(qū)域中形成高強度合金的至少一個相。

通過各種不同方法和裝置，淬火可以幾乎即時地、即在不到10秒內(nèi)完成。這些用于淬火的設(shè)備包括水浴、噴水器、激冷成形模具、空氣刀、開放式空氣對流、最終操作激冷級進模具、最終階段激冷線性模具、激冷滾壓成形模具和淬火液壓成形等。通過使用熔融的鹽、油、蒸汽、加熱的氣態(tài)溶液、激冷的淬火輥和本領(lǐng)域技術(shù)人員已知的許多其他手段，可以進行較慢或中斷的冷卻。無論使用何種淬火方法，淬火的開始在達到限制碳遷移、碳化物溶解和合金均質(zhì)化的所選峰值加熱溫度后，在10秒之內(nèi)實質(zhì)上立即發(fā)生，沒有任何實質(zhì)性保持時段。

通過所述第一微結(jié)構(gòu)的優(yōu)化，可以建立起有助于在合金中維持晶粒內(nèi)化學(xué)非均質(zhì)性的條件。諸如鋼的球化退火的過程將產(chǎn)生碳化物，其限制碳遷移。已發(fā)現(xiàn)，在高于和低于下限奧氏體化溫度進行循環(huán)的退火處理，在晶界周邊附近產(chǎn)生沉淀的奧氏體。盡管球化退火通常要求在熔爐中進行數(shù)小時至數(shù)天，但已提出了新的連續(xù)加工方法，其要求不到1小時即可完成。由于奧氏體對碳和錳具有較高溶解性，因此只要不超過上限奧氏體化溫度，當(dāng)從晶粒中心區(qū)遷移時，碳和錳將富集在沉淀的奧氏體中。在可以通過連續(xù)冷卻變換圖確定的碳和錳的適合的局部濃度下，沉淀的奧氏體將在冷卻后保留。這些沉淀的奧氏體在快速加工后也將保留，變成殘留奧氏體。在某些情況下，在快速加工期間，碳化物溶解以在富含錳的區(qū)域附近提供額外的碳，在冷卻后產(chǎn)生更多的殘留奧氏體。

已發(fā)現(xiàn)，在鐵基合金的總重量的基礎(chǔ)上添加高達2重量％的磷，在鐵合金制品中產(chǎn)生耐腐蝕性質(zhì)并且不引起晶界脆化。當(dāng)磷遷移到駐留在鐵基合金內(nèi)的單個先前形成的奧氏體晶粒內(nèi)的晶粒中心區(qū)時，獲得這樣的性能。這種化學(xué)非均質(zhì)性在高于和低于下限奧氏體化溫度進行循環(huán)的退火處理期間，在磷遷移離開沉淀的奧氏體的富含碳的晶粒周邊時形成。

本文中的所有討論都包括對各種重量百分率的敘述，并且出于本申請的目的，所有重量百分率應(yīng)該被假定是基于合并有所述重量百分率的鐵基合金的總重量，不論它是否被陳述。

為了產(chǎn)生晶界沉淀的奧氏體，快速循環(huán)到高于下限奧氏體化溫度的溫度然后快速循環(huán)到低于所述下限奧氏體化溫度，是本發(fā)明的新特點。將所述鐵基合金簡單地保持在下限奧氏體化溫度與上限奧氏體化溫度之間，會產(chǎn)生沉淀的奧氏體的單個“塊狀”晶粒，其進一步產(chǎn)生更富含碳的單個晶粒。如果只有隨機的單個晶粒變得富含碳而不是絕大部分晶粒具有周邊碳富集，則鐵基合金中剩余的晶?？赡芫哂胁幌胍木Ы缌住＞ЯＶ行母缓椎蔫F基合金在快速加工制品以及現(xiàn)有的非快速加工條件兩者中都具有商業(yè)用途。在非快速加工制品中的強度將會較低，但仍然是耐腐蝕的，可用于諸如建筑領(lǐng)域的用途。

因此，下面的描述部分將描述制造這些新的高強度合金的方法、由其制造的制品和所述合金本身。

附圖說明

為了進一步理解本發(fā)明的預(yù)期范圍和各個不同方面的本質(zhì)和優(yōu)點，將結(jié)合附圖參考下面的詳細描述，在所述附圖中類似的部分被提供有相同的指稱數(shù)字，并且在所述附圖中：

圖1A是按照快速處理方法處理的鐵基合金的FEGSEM顯微照片；

圖1B是按照快速處理方法處理的鐵基合金的FEGSEM顯微照片；

圖2A是在快速處理管的內(nèi)壁處的典型的溫度測量值的圖；

圖2B根據(jù)本發(fā)明的方法的加熱/冷卻循環(huán)時間/溫度的圖；

圖2C是加熱和冷卻循環(huán)，模擬了奧氏體晶粒發(fā)生隨時間的變化；

圖3是溫度相對于溫度差的變換分析圖，示出了雙重變換冷卻，其中將合金的兩種不同化學(xué)在主體合金內(nèi)淬火；

圖4是鐵基合金的單個晶粒產(chǎn)生殘留奧氏體的化學(xué)圖示；

圖5是鐵基合金的單個晶粒產(chǎn)生能夠變成快速加工制品的耐腐蝕鐵合金的化學(xué)圖示；

圖6是按照本發(fā)明形成的1550兆帕工件的照片；

圖7是1550兆帕冷成形沖壓制品的照片；

圖8是在汽車工業(yè)中使用的1550兆帕工件的照片；

圖9是另一個1550兆帕冷成形沖壓制品的照片；

圖10示出了角成形金屬沖壓制品，顯示出沒有破損；

圖11是又一個沒有破損的冷成形沖壓制品的照片；

圖12是在修剪多余部分的激光臺上冷沖壓的B-柱部件的照片；

圖13是感應(yīng)加熱線圈的實體模型的照片，示出了平行的單向電流動的6根柱，其中在鋼條的每一側(cè)上各3根柱；

圖14是1500的網(wǎng)格蝕刻然后室溫沖壓的部件的照片；

圖15是快速加工的鋼的放大的現(xiàn)有奧氏體晶粒的顯微照片；以及

圖16是利用感應(yīng)加熱對鐵基合金進行球化退火的連續(xù)滾壓設(shè)備的圖示。

附圖詳述

首先聯(lián)合參考圖1A和1B來看，可以看到快速加工的鋼包括貝氏體小板或板的雙峰尺寸分布，其表現(xiàn)出強度、延展性和韌性的高度所需的組合。本發(fā)明的快速加工方法可以產(chǎn)生幾乎無扭曲的平坦的片材、棒材、板材和直管材。正如可以在這些圖中看到的，所述微結(jié)構(gòu)在微結(jié)構(gòu)的雙峰分布內(nèi)產(chǎn)生細小的晶粒結(jié)構(gòu)，其產(chǎn)生令人驚訝的強度和延展性。

參考圖2A，示出的圖繪出了以攝氏度為單位的溫度隨以秒為單位的時間的變化，以說明管材在被快速加工時其內(nèi)壁處的加熱和冷卻循環(huán)。該內(nèi)壁的典型溫度測量值顯示了存在非常低的溫度-時間史比率。

現(xiàn)在參考圖2B，其示出了溫度隨時間變化的圖，除了常規(guī)的鋼鐵工業(yè)連續(xù)退火線溫度與時間史的比率之外，還示出了快速加工溫度與時間史的比率。顯然，連續(xù)退火線的溫度與時間史的比率遠大于快速加工的該比率。

圖2C示出了在快速加工熱循環(huán)期間奧氏體的生長。區(qū)域I示出了現(xiàn)有的奧氏體晶粒。區(qū)域II示出了在晶界處開始的奧氏體生長。區(qū)域III示出了非均質(zhì)的奧氏體晶粒，其中碳調(diào)平和碳化物完全溶解尚未發(fā)生。區(qū)域IV示出了在同一現(xiàn)有的奧氏體晶粒內(nèi)貝氏體和馬氏體的復(fù)雜混合物。

圖3示出了以攝氏度為單位的溫度相比于也以攝氏度為單位的溫度變化的分析。該分析顯示出在冷卻期間，在650℃至550℃和460℃至360℃之間向奧氏體子相的強烈變換。該分析表明，我們有兩種不同的變換條件，其引起非常局部化的微結(jié)構(gòu)非均質(zhì)性，盡管在宏觀規(guī)模上經(jīng)歷均質(zhì)性。由于在被淬火時AISI4130合金中的非均質(zhì)性局部化學(xué)，存在兩個不同的變換溫度范圍。其他鐵基合金具有不同的溫度范圍，但是會表現(xiàn)出相同的雙重變換冷卻特征。取決于合金和碳的非均質(zhì)性，每個變換可能是在幾乎同一位置處發(fā)生的多個不同化學(xué)變換。這種情況的發(fā)生是因為現(xiàn)有的鐵素體存在可能被富集到以總重量計0.05重量％、0.08重量％或0.10重量％的碳的局部區(qū)域。每種不同碳的現(xiàn)有奧氏體晶粒具有其自己的變換起始和終止溫度，但是在這種性質(zhì)的圖上將重疊。

圖4是產(chǎn)生殘留奧氏體的鐵基合金的單個晶粒的化學(xué)圖示。該圖描繪了高于和低于下限臨界奧氏體變換溫度的重復(fù)熱循環(huán)如何可以使沉淀的奧氏體的晶界區(qū)富集碳和錳。發(fā)生這種情況是因為奧氏體與鐵素體相比對碳和錳兩者具有更高的溶解性。這種富集將允許當(dāng)殘留奧氏體在室溫下時沉淀的奧氏體變得穩(wěn)定，即使在快速加工之后。提供了建議的元素濃度和體積分數(shù)，但這僅僅是基于鐵基合金中存在的主體化學(xué)物質(zhì)的許多可能性的實例。

圖5是產(chǎn)生可以變成快速加工制品的耐腐蝕鐵合金的鐵基合金的個體晶粒的化學(xué)圖示。該圖描繪了高于和低于下限臨界奧氏體變換溫度的重復(fù)熱循環(huán)如何可以使沉淀的奧氏體的晶界區(qū)富集碳和可能的錳。發(fā)生這種情況是因為奧氏體與鐵素體相比對碳和錳兩者具有更高的溶解性。在該過程期間，鐵素體的晶粒中央?yún)^(qū)將變得碳和錳兩者貧化。本領(lǐng)域技術(shù)人員充分理解，碳和磷傾向于不位于同一地點。當(dāng)碳向晶界移動時，磷將向晶粒內(nèi)部移動。這種具有中心化晶粒內(nèi)磷富集的產(chǎn)品在快速加工前條件和快速加工條件兩者中都是有用的。提供了建議的元素濃度和體積分數(shù)。應(yīng)該指出，對于制造耐腐蝕鐵合金來說錳不是必不可少的，它的存在或缺少只影響最終產(chǎn)品中殘留奧氏體的體積分數(shù)。對于諸如建筑領(lǐng)域的用途來說，取決于強度和所需的最小撓曲，殘留奧氏體可能不是合乎需要的。然而，在諸如成形汽車組件的制品中，由錳的存在造成的殘留奧氏體可能是有益的。

圖6示出了通過本發(fā)明的方法形成的通常被稱為“浴缸”汽車部件的工件，并且正如人們可以注意到的，在所述工件中接近90°的轉(zhuǎn)角處沒有觀察到破損。在快速加工的AISI1020鋼的情形中，實現(xiàn)了1400-1600MPa的強度、6至10％的A50伸長率和44至48的洛氏C硬度。自從二十世紀二十年代以來已廣泛接受，較薄的鋼片在拉伸試驗中傾向于較低的總伸長率。然而，我們確實發(fā)現(xiàn)3mm厚的快速加工的AISI1020具有9-10％的總伸長率。因此，人們預(yù)期在破裂開始和破損之前具有2T的最小彎曲半徑。出人意料的是，伸長率僅為6至6.5％的1.2mm厚的快速加工的AISI1020片材能夠彎曲到0T彎曲半徑，實質(zhì)上自身對折。此外，伸長率僅為7-8％并且實測洛氏C硬度在30至34之間的1.9mm厚的快速加工的AISI1010鋼片能夠在0T至1T彎曲半徑之間彎曲。根據(jù)ASTM的基于鋼的伸長率的經(jīng)驗法則，后兩者預(yù)期都不能在沒有破裂的情況下發(fā)生，但通過快速加工方法生產(chǎn)的鋼容易地實現(xiàn)了這一目標。

將這種“浴缸”造型的部件冷沖壓，這是汽車制造商所希望的關(guān)鍵方法。強度為1500兆帕的冷沖壓鋼是合乎需要的，這是因為減去了高成本硼鋼的“熱沖壓”的所有其他步驟，由此使制造成本降低大約一半。在使用與其他高級高強度鋼相比具有非常低的合金含量的普通普碳鋼時，這些實驗的結(jié)果獲得了一些意外良好的結(jié)果。普碳鋼被稱呼為AISI10##，其中“##”表示鋼中含有的碳的重量百分數(shù)。例如，AISI1020鋼含有接近0.20重量％的碳。正如在本發(fā)明人以前出版的美國專利8,480,824中所描述的，當(dāng)這些鋼被快速加熱到超過1000℃并隨后沒有長的保持時段就進行淬火時，獲得了非常出人意料且理想的結(jié)果。

圖7示出了符合本發(fā)明的由快速加工的片材制造的1550兆帕冷沖壓普碳鋼的另一個實例。再次注意，所述工件沒有表現(xiàn)出破損點，而是相反顯示出脆性角，并且完全通過冷沖壓成形。

圖8示出了在被稱為“壓碎罐(Crush Can)”的汽車部件上進行的1550MPa試驗的試驗結(jié)果。本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，由僅具有6％伸長率的1550MPa制成的部件，現(xiàn)在可以類似于紙張對折進行成形。這里在圖8中所示的實例是這些汽車“壓碎罐”之一。壓碎罐位于車輛的保險杠強化鋼與從乘客室縱向向外延伸的“車架縱梁”之間。截止今天，已廣泛接受被稱為DP780(雙相，780兆帕)的鋼是可用于壓碎罐而不破裂的最強的鋼。這是因為DP780是具有歷史上可接受的延展性的最強的鋼，所述延展性可以允許所述鋼自身對折至零-T彎曲半徑，同時在撞車事件期間吸收能量，實質(zhì)上呈現(xiàn)手風(fēng)琴的外觀。

分析了快速加工的AISI1020的兩次加熱，一次在0.19重量％碳/1.2mm厚的鋼片上進行，另一次在0.21重量％碳/1.3mm厚的鋼片上進行。前者被成形為50×60mm壓碎罐，而后者被成形為45×50mm壓碎罐。兩個壓碎罐開始時高為140mm，但是在高度設(shè)定到50mm的沖壓機中崩塌。兩種壓碎罐變體在機械引起的崩塌期間都對折到0T彎曲半徑。

組合參考圖9、圖10、圖11和圖12，示出了冷沖壓的部件。在最初的壓碎罐工作完成后，示出的部件是難度逐漸增加的7個沖壓機工具中的4個，其被開發(fā)用于試驗1.2mm厚的快速加工的AISI1020鋼片的成形性。在每種情況下，所述快速加工的AISI1020能夠被沖壓成最小彎曲半徑小于2-T的幾何形狀，這對于伸長率僅為6至6.5％的鋼來說通常被認為是不可能的。正如人們可以看到的，在部件上各處沒有明顯的破損點。

圖13示出了符合本發(fā)明方法的感應(yīng)加熱線圈的實體模型。來自于變壓器的電力最初可以在131處連接。電流在柱133的外表面上均勻分布，并且任選的水冷卻可以在132處施加，并通過柱133運行到出口134。感應(yīng)線圈設(shè)計的這種特定實體模型示出了6根柱133，其彼此平行走向，并在將要加熱的鋼條136通過感應(yīng)線圈130時垂直于所述鋼條136。在這個實體模型中，電流和水流兩者在感應(yīng)線圈130中都是單向的，從132流向134，示出了感應(yīng)加熱的一種新概念。所述新穎性是因為電流以單向方式流過感應(yīng)線圈130，僅僅以最短的縱向長度和時間橫跨周圍的鋼條136，以便在由流過的電流產(chǎn)生的磁場中獲得高的功率密度。任選的冷卻水存在于134處，而電流在運行通過柱133后匯聚到出口134中。在變壓器的相反連接點135處，電流離開感應(yīng)線圈130并返回到感應(yīng)變壓器。在鋼條136的每一側(cè)上示出了3根柱133，所述鋼條將被通過鋼條136的每一側(cè)上的3根柱133的電流加熱。

圖14示出了由AISI0120鋼制成的快速加工材料在1550MPa強度下的冷沖壓的部件。在沖壓之前用網(wǎng)格圖案蝕刻的平坦鋼坯的沖壓制品，最好地示例了得自AISI10##的快速加工的鋼的不常見的彎曲能力。工件141顯示了約30cm長的這種工件的頂視圖和倒置視圖。工件141包括蝕刻的正方形網(wǎng)格標志，具有其新的拉長的形狀，指示了在多個方向上的拉伸和彎曲。以與工件141不同的角度處示出，該同一工件被稱為142，顯示了在部件成形后出現(xiàn)的它的來自于以前正方形的網(wǎng)格標志的新的拉長的菱形形狀。特寫視圖143顯示了在成形操作期間工件141的正方形網(wǎng)格標記部分如何被拉伸以變成長方形，其中長度現(xiàn)在等于寬度的約兩倍。

圖15是快速加工的鋼的尺寸超過50微米的現(xiàn)有奧氏體晶粒的顯微照片。這些單個晶粒在淬火期間被化學(xué)上貧瘠的低碳區(qū)域例如合金中的鐵超過99重量％的區(qū)域中的低碳微結(jié)構(gòu)在高溫下的早期變換分在隔開的區(qū)域中。在AISI4130鋼中，這種早期變換出現(xiàn)在冷卻期間從650℃至550℃時。這些具有第一奧氏體變換相的隔開且細化的區(qū)域起到假晶界的作用，基于它們的化學(xué)組成，其隨后在較低溫度下，在從460℃冷卻至360℃時變換。盡管總體晶粒尺寸可能超過50微米，但在相對平坦、不論是真正平坦還是略微卷曲的凸面或凹面形狀的構(gòu)型中，類似于一系列彼此堆疊的相對平坦的煎餅的構(gòu)型中，隔開的區(qū)域可能小于2微米。這些單個的相對平坦的形狀甚至可能在納米尺度上約束次級微結(jié)構(gòu)變換。

在本發(fā)明的另一方面，為了實現(xiàn)快速加工的鐵基合金的最大結(jié)果，在快速加工之前生產(chǎn)前體材料可能是有利的。通過對用于快速加工的前體鐵合金進行球化退火，鐵基合金中的碳和錳內(nèi)含物將在高于和低于下限臨界奧氏體化溫度的熱循環(huán)期間向晶界沉淀的奧氏體遷移。鐵基合金的球化退火的目的是從前體材料內(nèi)任何預(yù)先存在的珠光體微結(jié)構(gòu)區(qū)域產(chǎn)生碳化物。此外，球化將軟化所述鐵合金。球化的鋼通常已知是給定合金的最軟、最弱、最易延展的微結(jié)構(gòu)。已發(fā)現(xiàn)，在球化退火過程中鋼的球化溫度需要被仔細地控制和監(jiān)測，以開發(fā)出適合的微結(jié)構(gòu)用于抗腐蝕、殘留奧氏體和/或快速加工。

圖16是大體上用數(shù)字160表示的連續(xù)滾壓設(shè)備的適合的球化退火線的圖示，其在本實例中使用感應(yīng)加熱在不到1小時內(nèi)、優(yōu)選地在數(shù)分鐘量級上對鐵基合金進行球化退火。在本實例中，鐵合金片161從設(shè)備的右側(cè)進入示出的多個輥170。第一感應(yīng)加熱器162將所述鋼加熱到高于所使用的鐵合金鋼的下限臨界奧氏體化溫度不超過35℃，并且所述奧氏體化溫度取決于所使用的鐵合金組成。然后將鐵合金片161冷卻到低于下限臨界奧氏體化溫度至多35℃，所述奧氏體化溫度同樣取決于所使用的合金。在進入到在本圖中描繪在第一感應(yīng)加熱器162左側(cè)的第二感應(yīng)加熱器165之前，再次任選地在絕熱爐163中維持溫度，所述第二感應(yīng)加熱器如上所述再次將鐵合金片重新加熱到高于下限臨界奧氏體化溫度。如果需要的話，然后可以將鐵合金片161運送到任選的下方爐166以維持溫度?？梢詫⑺鲞^程重復(fù)，直至鐵合金片161離開。可以使用連續(xù)的其他感應(yīng)加熱裝置將鐵合金片加熱到相同溫度，或者如果需要的話其自己單獨的溫度。爐163和166可以維持在相同溫度下，或者可以設(shè)立單獨的加熱區(qū)以在滾壓后通過每個感應(yīng)加熱裝置維持不同的溫度。盡管圖示的設(shè)備使用5個感應(yīng)加熱位置，但對不同的鐵合金或現(xiàn)有微結(jié)構(gòu)來說，可能需要更少或更多的加熱位置。其他適用于這一過程的加熱方法可能是有利的，例如直接火焰沖刷、輻射、對流、傳導(dǎo)加熱及其組合。盡管在這里沒有示出，但根據(jù)本發(fā)明，快速加工設(shè)備也可以在球化退火線160的末端處內(nèi)聯(lián)使用。

對于鋼卷的球化退火來說，為了將所述鋼卷整體的溫度保持在剛好低于下限臨界奧氏體變換溫度，通常需要花費長達72小時的烘爐處理。為了使鋼卷中的溫度均衡并允許珠光體分解到碳化物達到規(guī)定的體積分數(shù)，需要長時間的熱循環(huán)。對于每種合金和爐系統(tǒng)來說，將相對相似但專用的熱循環(huán)在商業(yè)上用于球化。

這里提出的這種新的連續(xù)進料滾壓設(shè)備將一卷鐵合金片材進料通過多個感應(yīng)加熱線圈，多次升高片材的溫度，以與長時間球化循環(huán)相似分解其珠光體組成成分。由于鐵合金片材薄得多，因此例如使用感應(yīng)加熱將所述鐵合金局部加熱到高于下限臨界奧氏體化溫度，可以在數(shù)秒而不是數(shù)小時內(nèi)完成。當(dāng)片材在第一感應(yīng)線圈中加熱到高于下限臨界溫度時，奧氏體開始在晶界處沉淀。由于珠光體在高于下限奧氏體溫度時分解，并且由于奧氏體對于碳和錳兩者具有比鐵素體更高的溶解性，因此所述沉淀的晶界奧氏體富集兩種元素。當(dāng)在感應(yīng)加熱線圈的磁場效應(yīng)之外時在低于下限臨界奧氏體溫度下循環(huán)，所述富集的沉積奧氏體冷卻，但維持元素的非均質(zhì)性。每個感應(yīng)線圈被獨立地控制，以將鐵合金加熱到高于其下限臨界奧氏體化溫度的規(guī)定溫度，同時當(dāng)前未被感應(yīng)加熱的鋼將冷卻到低于下限臨界奧氏體化溫度。

冷卻速率可以通過使用控溫絕熱密閉系統(tǒng)來控制，所述系統(tǒng)含有輥來轉(zhuǎn)移鋼片，以防止某些合金在環(huán)境空氣中過快冷卻。在其他情況下，取決于鐵合金的厚度及其殘余熱含量，環(huán)境空氣冷卻可以很好地工作。盡管碳遷移快速，但在高于下限奧氏體化溫度下需要花費2至60秒之間來實現(xiàn)珠光體的分解、奧氏體的沉淀以及碳和錳向沉淀的奧氏體晶界的遷移。正如上面詳細描述的，高于和低于下限臨界奧氏體化溫度的5個循環(huán)的實例，對于在最終產(chǎn)品中獲得30％殘留奧氏體來說工作良好。更長的感應(yīng)時間和多于或少于5個熱循環(huán)，可以與不同的高于下限臨界溫度的溫度組合使用，但用于球化退火的總時間應(yīng)該在數(shù)分鐘的量級上，不是數(shù)小時也不是數(shù)天。將鐵合金感應(yīng)加熱到比下限臨界奧氏體化溫度高1℃至35℃，然后允許通過任選的絕熱緊帶輪系統(tǒng)通過機械運送進行一定的冷卻時間以使鐵合金冷卻到比下限臨界奧氏體化溫度低1℃至35℃，產(chǎn)生與長時間爐處理相似的結(jié)果。

我出版的通過參考并入本文的USPN 8,480,824涉及一種鐵基合金元件。所述方法也可應(yīng)用于滾壓金屬例如鋼或其他形式的鐵基合金的條材。根據(jù)本發(fā)明，公開了一種新的金屬處理方法，其利用極快速的金屬加熱然后進行材料的快速淬火，不需有意的保持時間以使鐵制品在化學(xué)上均質(zhì)化，即可導(dǎo)致將低等級鐵基合金變換成高級高強度鋼。得到的鐵合金優(yōu)選為來自于馬氏體、貝氏體、殘留奧氏體、鐵素體和下文中更詳細討論的其他微結(jié)構(gòu)的至少兩種微結(jié)構(gòu)的非均質(zhì)組合物。通過球化退火和其他現(xiàn)有的熱處理和化學(xué)處理，優(yōu)選的現(xiàn)有微結(jié)構(gòu)被變換，以在快速加工后的鐵基合金中實現(xiàn)不同的性質(zhì)。

因此，本發(fā)明的第一方面是提供生產(chǎn)低碳、中碳或高碳鐵基合金的廉價、快速且容易的方法，所述鐵基合金能夠在不使用強烈合金或資本密集性熱機械方法的情況下被成形到最小彎曲半徑。盡管其他的熱機械加工技術(shù)需要長時間的熱循環(huán)才能獲得高級高強度鋼典型的雙相或復(fù)雜微結(jié)構(gòu)，但快速加工方法可以使用單個快速加熱和淬火的操作做到這一點，其從低于下限奧氏體化溫度到所選的峰值溫度并返回到低于其馬氏體最終溫度可以花費不到20秒。本文中解釋的其他持續(xù)時間更長的方法可以提供所需的冶金結(jié)果，只要在達到峰值加熱溫度后實質(zhì)上立即進行到低于貝氏體變換溫度的第一淬火步驟即可。

本發(fā)明的第二方面是提供用于對低碳、中碳或高碳鐵基合金進行微處理以包含所需量的快速加工的復(fù)雜微結(jié)構(gòu)材料的方法和裝置，所述微結(jié)構(gòu)材料在同一現(xiàn)有奧氏體晶粒內(nèi)散布有非均質(zhì)化學(xué)物質(zhì)貝氏體和/或馬氏體。在單個現(xiàn)有奧氏體晶粒中產(chǎn)生多個微結(jié)構(gòu)，可以通過晶粒內(nèi)的化學(xué)非均質(zhì)性和本文中描述的極快加熱/快速冷卻循環(huán)來實現(xiàn)。據(jù)推測，本發(fā)明的快速加工方法的加熱到出人意料且不同尋常的高溫，將鐵合金奧氏體晶粒擴大到5至50微米或更大的尺寸，這對于鋼鐵工業(yè)的晶粒細化的目標來說是違反直覺的。然而，據(jù)信快速施加不同尋常的高溫提供了從鐵合金的單個奧氏體晶粒的最貧瘠的合金含量部分產(chǎn)生低碳貝氏體板和/或馬氏體所需的變換驅(qū)動力。似乎貝氏體板和/或低碳馬氏體將擴大的現(xiàn)有奧氏體晶粒分隔成分立的、高度細化的區(qū)域。在進一步冷卻期間，在較高溫度下發(fā)生的低碳區(qū)域的變換之后，具有更多碳的剩余的新劃界的細化區(qū)域是在由連續(xù)冷卻變換曲線所定義的化學(xué)組成的基礎(chǔ)上向相應(yīng)的奧氏體子相例如貝氏體和馬氏體的二次變換的部分。這種規(guī)定的方法是通過違反直覺的晶粒擴大和隨后通過微結(jié)構(gòu)相分裂進行的分隔來模擬晶粒細化的一種方式。

這種通過現(xiàn)有奧氏體晶粒分裂的假晶粒細化，據(jù)信提高了快速加工的鐵基合金、包括鋼的機械性能。高于預(yù)期的強度和伸長率以及極大提高的彎曲性能，據(jù)信是這種高度細化的“有效”晶粒尺寸的直接結(jié)果。使用快速加工的普碳AISI10##鋼時達到0-T和1-T彎曲半徑的高彎曲性能的這種出人意料的良好結(jié)果，解除了術(shù)語伸長率、成形性和延展性的關(guān)聯(lián)?？焖偌庸さ腁ISI10##鋼看來能夠在沖壓機操作中實現(xiàn)歷史上不可能的彎曲和成形行為，正如以前基于它們的44至48的洛氏C硬度所理解的。

現(xiàn)在相信，普碳或比普碳鋼規(guī)格所要求的更低的合金含量的快速加工的微結(jié)構(gòu)可以被成形成極端形狀，只要作為成形操作的一部分所述鋼不被拉伸或延長到超過其傳統(tǒng)的破裂點即可。已提出在描述快速加工的鐵基合金時，它們用術(shù)語強度、伸長率和成形性或彎曲性來描述。這些因素確定了這種新發(fā)現(xiàn)的出人意料的良好結(jié)果。因此，快速加工的AISI10##鋼具有不同尋常的彎曲性能因子。例如，常規(guī)的“閘壓床”被用于將傳統(tǒng)的鋼以二維模式成形，以形成片材的大約給定半徑的線性彎曲?？焖偌庸さ腁ISI10##鋼能夠沿著沖壓工具的非線性軸彎曲，所述工具的彎曲形式可以在數(shù)學(xué)上被定義為B-樣條。在沖壓之前蝕刻有網(wǎng)格圖案的平坦鋼坯的沖壓，最好地示例了來自于AISI10##的快速加工的鋼的不同尋常的彎曲性能。這些部件可以在圖14中看到，曾經(jīng)的正方形網(wǎng)格圖案已被拉伸和壓縮，變成長度為寬度兩倍的長方形。

本發(fā)明的另一方面產(chǎn)生具有所需體積百分率的殘留奧氏體的非均質(zhì)化學(xué)微結(jié)構(gòu)。這種非均質(zhì)的微結(jié)構(gòu)產(chǎn)生適合于高級高強度鋼應(yīng)用的高強度復(fù)雜多相微結(jié)構(gòu)。在這種鋼的制造中，當(dāng)在熔體澆包中處于液體狀態(tài)中時，前體鋼合金作為奧氏體這種面心立方微結(jié)構(gòu)是均質(zhì)的。當(dāng)將鋼從澆包澆鑄并固化時，所述微結(jié)構(gòu)變化。一些現(xiàn)有的奧氏體晶粒在冷卻時將變成鐵素體或珠光體。在某些情況下，取決于合金，碳化物將沉淀。當(dāng)在一部分現(xiàn)有奧氏體晶粒中豐富的碳、錳和/或鎳以適合的重量百分數(shù)存在于局部化學(xué)中時，所述微結(jié)構(gòu)在室溫下將變成所謂的“殘留奧氏體”。在一個這樣的實例中碳超過0.54重量％并且錳為5重量％，但是存在許多其他的組合。碳和錳的濃度可以使用連續(xù)冷卻變換理論容易地計算。本領(lǐng)域技術(shù)人員已充分發(fā)展了用于確定傾向于降低鋼的共析溫度的奧氏體穩(wěn)定化元素例如碳、錳和鎳的必需百分率的公式。殘留奧氏體為得到的鋼提供延展性和成形性。除了延展性之外，在鋼中對高強度的需求是公知的。對于強度來說，鐵素體通常是不合乎需要的，這也是常識。不幸的是，這種形式的殘留奧氏體是“塊狀的”，消耗了現(xiàn)有奧氏體晶粒的如果不是全部也是相當(dāng)可觀的體積分數(shù)，并且被鐵素體和珠光體包圍。這種塊狀的殘留奧氏體盡管合乎需要，但可以被改進以便為相同的鐵合金化學(xué)產(chǎn)生更高的性能。

初始微結(jié)構(gòu)的控制可以實現(xiàn)更理想的殘留奧氏體的新的微結(jié)構(gòu)，其是用于快速加工的出色前體。已發(fā)現(xiàn)，可以操控標稱量的碳(0.05％至0.45重量％)和錳(0.2％至5重量％或更高)以濃縮在現(xiàn)有奧氏體晶界處，使所述區(qū)域富集到足以沉淀在室溫穩(wěn)定的奧氏體。這通過將鐵合金在低于和高于它的下限臨界奧氏體化溫度下循環(huán)來實現(xiàn)。當(dāng)高于所述下限臨界溫度時，奧氏體開始在晶界處沉淀。由于珠光體在高于下限奧氏體溫度下分解，并且由于與鐵素體相比奧氏體對碳和錳兩者具有更高溶解性，因此沉淀的晶界奧氏體富集有這兩種元素。在低于所述下限臨界奧氏體溫度下循環(huán)，富集的晶界沉淀的奧氏體冷卻，但維持元素非均質(zhì)性。將這個過程重復(fù)至少兩次，另外的碳和錳將繼續(xù)富集所述晶界區(qū)域。將具有0.3重量％的碳和3.0重量％的錳的合金在高于和低于下限臨界奧氏體變換溫度15℃下循環(huán)5次，在最終產(chǎn)物中產(chǎn)生了高達30％體積分數(shù)的殘留奧氏體。盡管每種鐵合金和元素濃度不同，但少于或多于5次循環(huán)可以提供所需的沉淀奧氏體的體積分數(shù)。當(dāng)允許緩慢冷卻到室溫時，其余的微結(jié)構(gòu)主要是鐵素體和珠光體。碳化物也將形成，但尺寸、形狀和量可以通過已知的變換方法來控制。以總重量計合金化學(xué)中存在的錳的毛重百分數(shù)，主要決定了由于其局部富集而在室溫下穩(wěn)定化的晶界沉淀的奧氏體的體積分數(shù)。應(yīng)該指出，簡單地將鐵合金保持在高于下限臨界奧氏體變換溫度下，傾向于產(chǎn)生塊狀的殘留奧氏體。更加合乎需要的是產(chǎn)生彼此互連的外觀類似蜘蛛網(wǎng)的晶界奧氏體網(wǎng)絡(luò)的本發(fā)明的方法。

在本文中所描述的快速加工后，這種奧氏體、鐵素體、珠光體、碳化物和最低限度地其他奧氏體子相的前體微結(jié)構(gòu)將被變換成高級高強度鋼。正如前面描述的，由于快速加工在高于下限奧氏體變換溫度下的持續(xù)時間過短，只有極少時間用于均質(zhì)化發(fā)生，因此現(xiàn)有的非均質(zhì)微結(jié)構(gòu)得以保留。在快速加工的熱循環(huán)期間，將晶界沉淀的奧氏體簡單地重新加熱并淬火成殘留奧氏體。按照連續(xù)冷卻變換理論，如果在快速加工之前元素百分率足以使沉淀的奧氏體在室溫下存在，則在快速加工冷卻后情況同樣如此。在快速加工后，非均質(zhì)的鐵素體和珠光體在它們的局部非均衡化學(xué)的基礎(chǔ)上將主要變成貝氏體和馬氏體的混合物。當(dāng)在快速加工期間碳化物溶解在錳和碳的富集不足以先期產(chǎn)生沉淀的奧氏體的區(qū)域中時，已發(fā)現(xiàn)從溶解的碳化物引入這種額外的碳，可以與現(xiàn)存的碳和錳局部組合，現(xiàn)在產(chǎn)生室溫殘留奧氏體。通過在即將淬火之前由碳化物在富含錳的環(huán)境中的快速溶解引起的碳的引入而局部產(chǎn)生殘留奧氏體，是本發(fā)明的新特點。

長期以來，已知磷可以有助于鋼的抗腐蝕性。事實上，一些鐵匠選擇使用鐵-磷鋼工作以代替現(xiàn)在非常常用的鐵-碳鋼。德里鐵柱是這種鐵制物體的一個實例，其已存在1600年而沒有顯著腐蝕。盡管年代古老且暴露于氣候要素，但僅存在0.002"厚的氧化物層。所述鐵柱的磷含量估算值在0.25重量％至1.0重量％的范圍內(nèi)。作為直接對比，現(xiàn)代煉鋼方法通常試圖將磷限制到0.002至0.004重量％。甚至可商購的高磷“加磷鋼”僅含有最高0.16重量％的磷。在現(xiàn)代煉鋼方法中避免磷，以避免在沖壓機中的部件成形操作和這些部件的使用期間發(fā)生的現(xiàn)有奧氏體晶界的磷脆化。被稱為“冷脆性”，已充分記載的磷在許多鋼中將單軸伸長率顯著降低多達1/3。這種降低在沖壓機操作中的成形或滾壓成形期間可以容易地引起鋼部件破裂。物體例如觀賞性的德里鐵柱未經(jīng)受汽車結(jié)構(gòu)組件的操作應(yīng)力。然而，由于德里鐵柱不在任何負載之下，高的磷含量對鐵柱的功能無害。相反，對于工業(yè)應(yīng)用來說，當(dāng)將所述鋼置于負載之下時，它將在機械上失效。對于維持晶粒內(nèi)部的高磷含量，由此提供腐蝕抗性并且不表現(xiàn)出脆化來說，快速加工方法是理想的。

已知在鐵素體的體心立方微結(jié)構(gòu)中，磷作為固體溶液強化劑遷移緩慢。因此，鐵素體可以在高溫下維持0.35重量％的磷濃度，但是在室溫下表現(xiàn)出接近零的濃度。面心立方的奧氏體可以維持僅僅0.28重量％的磷濃度。眾所周知，在具有保持在高于下限奧氏體化溫度下的長時間奧氏體化循環(huán)的典型熱處理操作期間，磷有足夠的時間遷移到晶界，并因此使鋼脆化。同樣地，為了腐蝕抗性，磷需要停留在晶粒內(nèi)部中，不遷移出晶界。通常，這種長時間奧氏體化循環(huán)被鋼鐵工業(yè)用于獲得淬火和回火的高級高強度鋼。了解這一點后，總是將磷限制到最低濃度，優(yōu)選地小于0.04重量％，以便避免上述的晶界脆化，盡管可能具有耐腐蝕益處。

在這里提出了一種產(chǎn)生抗腐蝕高磷鐵基合金的方法，所述鐵基合金可用于由本文描述的退火方法產(chǎn)生的條件中，或者通過快速加工方法熱處理成高級高強度鋼。認識到磷遷移的相對快速性，鐵基合金在高于其奧氏體化溫度下渡過的任何時間必須受到限制，以在現(xiàn)有奧氏體晶粒內(nèi)部維持相對較高的磷濃度。通過上面在這種應(yīng)用中提到的將鐵基合金立即淬火到低于奧氏體化溫度的溫度的方法，可以將所述合金在高于奧氏體化溫度下渡過的時間降至最少，以防止磷遷移。在本發(fā)明的實踐中，磷濃度可以遠高于以前在鋼鐵工業(yè)中已知的濃度，以合金的總重量計為0.1％至約2重量％。更優(yōu)選地，磷含量為0.2至1.0重量％，使得所述磷濃度將產(chǎn)生耐腐蝕鋼。腐蝕抗性通過與不銹鋼的鈍化處理相似的方法來實現(xiàn)。由于高的磷含量，在鋼上形成明顯但非常薄的磷酸氫鐵結(jié)晶層。

正如在上面將前體鐵合金球化退火以用于快速加工的方法中所描述的，在高于和低于下限臨界奧氏體化溫度的熱循環(huán)期間碳和錳遷移到晶界沉淀的奧氏體。同時，磷將遷移到晶粒內(nèi)部，因為磷傾向于避免與碳共同定位。主要由鐵素體和未溶解的珠光體構(gòu)成的晶粒內(nèi)部，將變得富含磷。正如上面陳述的，以總重量計，錳的主體鐵合金重量百分數(shù)將決定在室溫下穩(wěn)定化的沉淀的奧氏體的體積分數(shù)。在耐腐蝕鋼中，對于諸如建筑領(lǐng)域的應(yīng)用來說，將向主體化學(xué)物質(zhì)添加更少的錳，因為殘留奧氏體對于建筑領(lǐng)域中的強度來說通常是不需要的。在這種情況下，晶界將主要富含碳，但在主體化學(xué)物質(zhì)中也存在極少的錳。相反，對于汽車工業(yè)中的成形制品來說，也可以使用更高重量百分率的錳，因為對產(chǎn)生耐腐蝕的含有殘留奧氏體的鐵合金有益。不論錳是否存在，磷將主要保留在晶粒中心中，以實現(xiàn)腐蝕抗性并且沒有晶界脆化。

當(dāng)本發(fā)明的產(chǎn)生沉淀的奧氏體微結(jié)構(gòu)的方法與在基質(zhì)中添加磷相組合實踐時，獲得優(yōu)越的結(jié)果，因為抗腐蝕性被極大提高。通過提供提高的磷濃度并將其與實質(zhì)上立即淬火的步驟相偶聯(lián)，晶粒內(nèi)部中的磷濃度被“凍結(jié)”，這意味著磷原子沒有足夠的時間遷移到材料的晶界區(qū)域中。因此，表面效應(yīng)似乎起作用，其中在鋼的表面上形成耐腐蝕層。

如果表面被劃傷，抗腐蝕性得以維持。由于在整個材料中高的磷含量，新暴露出的鐵合金表現(xiàn)出體效應(yīng)。在劃傷表面后，新暴露出的表面產(chǎn)生薄的耐腐蝕磷酸氫鐵層，以匹配所述制品的未劃傷的區(qū)域。此外，已發(fā)現(xiàn)向所述鋼添加銅提高延展性和機械加工性能，同時也增強磷的抗腐蝕效果。盡管對銅濃度的上限沒有限制，但通常較少的量例如0.1重量％至1.0重量％、優(yōu)選為0.3重量％的銅傾向于協(xié)助磷效應(yīng)。當(dāng)將這種基質(zhì)添加劑合并到所實踐的方法時，得到甚至更優(yōu)越的材料。

由于鋼中所有的合金元素都影響淬透性、強度和延展性，因此通過使用碳、錳、磷、銅和其他常見合金元素來獲得平衡，以優(yōu)化最想要的性質(zhì)。

與現(xiàn)有的鋼鐵工業(yè)方法直接相反，我們的新的高磷包含方法通過在鋼合金中故意包含以總重量計不同尋常高的重量百分數(shù)的磷并具有與最小冷作鋼產(chǎn)品相近的合金組成成分濃度，獲得了出人意料的良好結(jié)果。盡管現(xiàn)有技術(shù)的組合物可能傾向于將磷限制到0.04％或更低，但我們故意添加高得多的量、例如以總重量計0.10重量％至1.0重量％的磷，已為我們顯示出它對我們的基于晶粒水平上的非均質(zhì)性的新的鋼化學(xué)產(chǎn)品的這一方面來說，可能是有益的。

遵循本發(fā)明的這些方面，對所述前體合金進行球化的理想結(jié)果，是將任何鐵基合金例如鋼非均質(zhì)化到特定的晶粒設(shè)計。這可以通過將所述合金或鋼加熱至最高接近下限奧氏體化溫度或循環(huán)到剛好高于所述溫度來進行，以產(chǎn)生所謂的沉淀的奧氏體。眾所周知，奧氏體在晶界周邊附近沉淀，將鐵素體留在鋼晶粒的中心。另外，眾所周知，碳和錳將富集在鋼晶粒的奧氏體部分，同時在鋼晶粒的中央鐵素體部分中大大減少。另外，由于球化過程的本質(zhì)，碳化物將形成在富含碳的區(qū)域即奧氏體周邊中。

在快速加工后，這種所需的前體合金微結(jié)構(gòu)產(chǎn)生新的馬氏體晶粒中央?yún)^(qū)，其任選地富含磷，被晶粒周邊處的部分殘留的奧氏體、馬氏體和/或貝氏體區(qū)域包圍。所述周邊中的殘留奧氏體由在碳存在的條件下錳富集的組合引起。本發(fā)明的另一個新的特點是某些殘留奧氏體實際上是來自于前體材料產(chǎn)生的以前沉淀的奧氏體，所述前體材料被簡單地快速加工加熱，然后降低溫度進行淬火，以變成所謂的殘留奧氏體。

本領(lǐng)域技術(shù)人員公知的典型的連續(xù)冷卻變換(CCT)圖，定義了使殘留奧氏體穩(wěn)定所需的碳和錳的組成。通過以前討論的在前體加工期間從中央晶粒區(qū)的遷移、在快速加工期間最小碳遷移或來自于碳化物在周邊區(qū)域中的溶解，周邊中的碳使新形成的殘留奧氏體穩(wěn)定。由于可能存在于主要富含磷的中央鐵素體區(qū)中的碳化物，可能在中央晶粒區(qū)中形成一些殘留奧氏體。

在快速加工循環(huán)期間斷續(xù)冷卻的實例，可以在低于鐵合金的貝氏體終點溫度下發(fā)生。在貝氏體形成后，可以存在0.01重量％的碳和5重量％.的錳的局部奧氏體晶?；瘜W(xué)以及約345℃的馬氏體起始溫度。淬火可以實質(zhì)上立即在熔融鹽浴中發(fā)生，所述鹽浴可以攪拌也可以不攪拌。所述鹽浴應(yīng)該含有極少的水/被極少液化，并且處于至少高于在本實例中提供的345℃的馬氏體起始溫度的溫度下。在高于345℃的淬火溫度下，幾乎所有新形成的奧氏體將保持不被變換成新的奧氏體子相。

實驗顯示，在大多數(shù)情況下，為了使鋅能夠電鍍這種鐵基合金，如果不突然淬火，我們將得到更好的結(jié)果，否則鋅將不粘附于鋼的表面。當(dāng)我們首先淬火到剛好高于馬氏體起始溫度，變換低碳化學(xué)區(qū)域，由此使鋅粘附時，得到最好的鍍鋅結(jié)果。淬火到剛好高于現(xiàn)有鐵素體的馬氏體起始溫度的目的是將鋼的溫度從高于奧氏體化溫度降低到碳遷移、碳化物溶解和合金均質(zhì)化急劇減緩的溫度點。盡管將這三種作用減緩到低于奧氏體化期間的碳遷移速率，但保持高于馬氏體起始溫度將不允許發(fā)生向奧氏體子相的變換。這種從高于奧氏體化溫度到高于馬氏體起始溫度至被稱為鍍鋅浴溫度的接近460℃之間的溫度降低，是鋅鍍層正確粘附到鋼所需的。然后在不低于馬氏體起始溫度的條件下適合地清理鋼的雜質(zhì)，隨后使鋼通過熔融鋅浴，其目的是將所述鋼鍍鋅。如果使用適合的熔融鹽，鋼將足夠清潔地離開鹽罐以直接進入鍍鋅浴。

在離開鍍鋅浴后，將鋼冷卻到室溫?？梢园ǜ鞣N不同的淬火方法：首先，直接冷卻到室溫；其次，使用CCT冷卻以從未被變換的奧氏體制造規(guī)定百分率的貝氏體；第三，使用CCT冷卻以從未被變換的奧氏體制造規(guī)定百分率的馬氏體。后續(xù)的回火是任選的。

盡管最貧瘠合金的快速加工的AISI10##鋼似乎能夠被彎曲到極小成形半徑例如0-T和1-T，但應(yīng)該考慮到，添加非常少的合金仍然被認為是本發(fā)明的一部分。因此，包含可忽略量的其他合金元素來獲得實質(zhì)上相同的出人意料的良好結(jié)果，并將這些非有效合金的添加宣稱為新的發(fā)明，將是不適合的。

本發(fā)明的的另一個方面涉及可用于加熱鋼制品的感應(yīng)加熱線圈。感應(yīng)加熱通常由來自于線圈的感應(yīng)磁通量的方向決定。最常見的是縱向通量感應(yīng)。較少了解和使用的是橫向通量感應(yīng)。

在縱向通量感應(yīng)加熱中，感應(yīng)裝置的頻率極為重要。通常，感應(yīng)加熱線圈將環(huán)繞(或包圍)待加熱的部件。例如，在離開感應(yīng)變壓器的一極后，加熱線圈電感器將被構(gòu)造成橫向跨過鋼片的頂上，橋接到鋼片的相反側(cè)面，跨過所述底(或相反)側(cè)面返回，并附連到所述感應(yīng)變壓器的另一個極性的極。在這種情形中，感應(yīng)線圈的兩根柱中的電流流動具有相對于待加熱制品相反方向的流動，并在電流通過線圈運行時完成電路。這種相反的電流流動可能消除由感應(yīng)線圈產(chǎn)生的磁場，降低它加熱鋼的能力。在鋼部件中的穿透深度由頻率決定。低頻裝置例如1至10千赫通常分別被用于加熱1"至3/8"厚的區(qū)段。100kHz至400kHz的更高頻率的裝置分別被用于加熱例如1/16"至1/64"厚的更薄的區(qū)段。相消效應(yīng)發(fā)生在被加熱組件的不同厚度中，使得為了所述組件的最高效的加熱必須選擇適合的頻率。在較薄工件中使用過低的頻率將引起相消效應(yīng)，其將阻止部件被加熱到所需溫度。精確的頻率隨應(yīng)用而變，但是可以使用可商購的軟件程序容易地確定，并且對于本領(lǐng)域技術(shù)人員來說是公知的。已充分認識到，對于以千瓦為單位度量的給定功率水平來說，較高頻率的裝置可能花費較低頻率裝置的兩倍價格。

橫向通量感應(yīng)加熱方法公知被用于加熱較薄壁的工件，特別是鋼片。較低頻率的感應(yīng)裝置具有成本較低的益處。然而，在它們的幾何構(gòu)造的基礎(chǔ)上，典型的橫向通量配置在有效性、功率密度和它們以本發(fā)明所需的速率加熱鐵基合金的能力方面有限。盡管縱向通量加熱線圈通常環(huán)繞工件并使用以相反方向流動的電流從兩側(cè)加熱，但橫向通量感應(yīng)加熱線圈傾向于在工件的單一側(cè)面上起作用。在典型的橫向通量線圈中，在離開感應(yīng)變壓器的一個電極后，它的銅電感器和它的電流流動將橫向跨越鋼片，沿著條材的長度縱向向上橋接，橫跨所述鋼片移動回來，然后向下返回到起點以連接到另一個變壓器電極。一般來說，加熱線圈的兩個平行的銅電感器柱橫向跨越所述鋼，并且必須沿著鋼條的長度分離開以防止它們的相反電流流動由于在鋼條上利用相反的力起作用而消除它們在鋼的同一側(cè)面上的磁場。在某些情況下，可以將一對橫向線圈同時施加到鋼片的兩個側(cè)面。每對線圈的類似放置的平行柱具有相同方向的電流流動，因此提供了沒有相消效應(yīng)的有效加熱方法。在這種情形中，鋼片是兩個線圈之間的對稱面。然而，在兩種情況下，將具有以相反方向流動的電流的線圈的橫向銅電感器柱分離開的必要性，增加了沿著鋼片的總體有效縱向距離，降低了線圈的有效功率密度，并增加了鋼在高于奧氏體化溫度下加熱的總體持續(xù)時間。在幾十年的研究后，橫向通量感應(yīng)對于本領(lǐng)域技術(shù)人員來說是公知的，但很少使用。

橫向通量感應(yīng)加熱線圈的一種新發(fā)展已被證明在短的距離和時間框內(nèi)以高的功率密度快速加熱薄片金屬中高度有效。在這種橫向通量磁場應(yīng)用的新設(shè)計中，影響鋼條的線圈銅柱中的所有電流流動都以相同方向跨過鋼條運行。由于不發(fā)生相消效應(yīng)，因此不需要在這種橫向通量感應(yīng)加熱中所需的沿著鐵合金片的長度的縱向分離。為了實現(xiàn)這一點，將由感應(yīng)加熱線圈的電感器的銅極產(chǎn)生的電路分解成跨過多個柱，其中來自于所有柱的電流以相同方向跨過鋼片流動。所述感應(yīng)加熱線圈從變壓器的一個極處構(gòu)建。首先使用較大橫截面的柱，例如3/4平方英寸的銅管。一旦接近鋼條，所述3/4平方英寸的管分枝成橫跨鋼條運行的多個3/8平方英寸的管。通常，至少一個3/8平方英寸的管必須平行于鋼條相反側(cè)面上的另一個3/8平方英寸的管，但是所有平行的分枝也可以都駐留在鋼條的僅僅一個側(cè)面上?？梢詮?/4平方英寸的主管分出其他3/8平方英寸的管狀電感器柱，以在鋼條的任一側(cè)面上運行。將單個3/4平方英寸的管分枝成6個3/8平方英寸的電感器管，其中在鋼條的每個側(cè)面上各有3根管平行運行，這有效地工作以便為鋼條提供熱量?？梢詾槌跏脊ぜ头种烧呤褂貌煌瑤缀涡螤畹墓?，以便獲得在鋼條的相反側(cè)面上運行的分枝的許多可能的組合。例如，另一種設(shè)計可以是在鋼條的一個側(cè)面上具有3個銅感應(yīng)分枝，在鋼條的另一個側(cè)面上具有7個。甚至在鋼條的一個側(cè)面上具有20個分枝并在另一個側(cè)面上具有100個分枝的情形，也是可能的。當(dāng)維持功率密度和加熱速率時，通常使用在較大距離上較多的分枝，在這種情形中縱向進料速率高于較少分枝情形中的較慢速率。這是因為快速加工所需的時間必須保持最少，以防止碳均質(zhì)化和碳化物溶解。在所有情況下，不論在鋼條的兩個側(cè)面上運行的分枝數(shù)目如何，在通過鋼條后所述分枝再次匯合到一起并再次機械連接以最終附連到變壓器的另一個電極，

通過使所有電流沿著感應(yīng)加熱線圈的管狀分枝以相同方向流動，可以將所述分枝彼此緊鄰放置，而沒有電流以相反方向運行的電流流動系統(tǒng)所典型發(fā)生的不利的相消效應(yīng)。通過作用于鋼條的銅管的單向電流流動，與典型的傳統(tǒng)橫向通量感應(yīng)加熱的跨過鋼條的反向電流流動相比，是一種革新。

在薄鐵條中，傳統(tǒng)的感應(yīng)加熱引起眾所周知的在鋼被加熱時發(fā)生的橫向?qū)挾炔y的出現(xiàn)。這可能在鋼的微結(jié)構(gòu)從體心立方變化到奧氏體典型的面心立方時發(fā)生。通常提到的這種體積膨脹約為4％。盡管鋼條可能局部變厚4％，但跨過條寬度的4％的膨脹更難管控。在幾秒內(nèi)被奧氏體化的鋼條中，比1.8mm更厚的條在加熱時傾向于可控地向外、縱向并通過厚度膨脹，從而維持相對平坦性。然而，在1.2mm厚的鋼條中，橫向?qū)挾扰蛎泬毫υ斐删植繖M向波紋和變形。1.5mm厚的鋼似乎是過渡性的，可能具有橫向波紋，但沒有達到1.2mm厚鋼條的波紋的程度。例如，試驗顯示，1.2mm厚的600mm鋼片將具有跨過寬度的7個波浪或波紋。在淬火后，這些波浪或波紋在鋼條中采取永久定位的形式。對于平坦鋼片的要求來說，這種波紋是不合乎需要的。

為了補救在快速加熱期間出現(xiàn)的鋼條的橫向?qū)挾炔y，公開了機械矯直機和絕熱矯直機。已顯示，在感應(yīng)線圈內(nèi)或緊隨其后引入耐熱陶瓷約束物，可以控制鋼條的膨脹。在一種情況下，將陶瓷矯直機放置在感應(yīng)加熱線圈的銅電感器之間和/或之后以接觸鋼，并且簡單地不允許波紋出現(xiàn)。所有橫向?qū)挾扰蛎洷幌蛲鈱?dǎo)向鋼條的邊緣，鋼條在寬度的中間不形成波浪。這些陶瓷絕熱矯直機可以采取滾筒或橫跨鋼條寬度的單個機械阻力擋塊例如棘爪、刀片或墊片的形式。另一種方法是將陶瓷套管插入到感應(yīng)線圈內(nèi)部，其具有比待奧氏體化的鋼條略微更寬和更厚的開口。通過使開口厚度僅僅比待奧氏體化的鋼條厚約0.1mm至0.2mm，鋼條形成波浪/波紋的空間將非常有限?；蛘?，整個感應(yīng)線圈可以被陶瓷涂層，并且當(dāng)陶瓷涂層硬化時將鋼條厚度加上最小運行間隙的間隔物作為模具保持在位。在涂層硬化后，可以將鋼條取出，留下最小間隙用于待奧氏體化的鋼條通過。0.1mm至0.2mm的運行間隙僅僅是在寬度為600mm、速度為每分鐘400mm的快速加工的經(jīng)驗基礎(chǔ)上的估算值。在規(guī)模放大到更大寬度和更高進料速率后，可能需要作出修改。

消除鋼片中橫向?qū)挾炔y的另一種方法是使用鋼鐵工業(yè)中的技術(shù)人員公知的激冷輥。所述輥可以由銅構(gòu)造而成，并任選地通過它們的中心或通過向外部噴水進行水冷卻。所述水冷卻可用于從奧氏體化鐵基合金移除熱量并誘導(dǎo)向奧氏體子相的變換。此外，可以在鐵片離開銅輥時向鐵片的離開面噴水，以建立向奧氏體子相的變換。

通過在快速加工方法的快速加熱循環(huán)期間碳化物在富含錳的周邊區(qū)域中快速部分溶解，所述碳使殘留奧氏體穩(wěn)定，這是本發(fā)明的新特點。所有其他已知的產(chǎn)生殘留奧氏體的方法依賴于現(xiàn)有的高碳富集或在初始淬火發(fā)生后在分配期間碳的遷移。當(dāng)遵循本發(fā)明時，這些條件似乎都不是必需的。因此，不需遵照舊的現(xiàn)有技術(shù)組合物或方法，以非常理想的結(jié)果形成了新的微結(jié)構(gòu)。

在快速加工后，新形成的鋼的單個晶粒將具有新的性質(zhì)。任選的磷將引起鈍化層形成，它是抗腐蝕的。殘留奧氏體區(qū)域作為高度延展性應(yīng)變硬化組件來說是有價值的。當(dāng)貝氏體與馬氏體的比率為20-25體積％時，貝氏體與馬氏體的組合將產(chǎn)生所謂的“極高強度”鋼。未溶解的或部分溶解的碳化物的存在，作為堅硬耐磨組件以及作為斷裂中斷器以限制破裂狀態(tài)來說是有價值的。

提出上面對本發(fā)明優(yōu)選方面的描述是出于說明和描述的目的。它不打算是窮舉性的或?qū)⒈景l(fā)明限制于所公開的具體形式。根據(jù)上面關(guān)于特定方面的教示，可以做出明顯的修改和改變。所述方面的選擇和描述是為了最好地說明本發(fā)明的原理及其實際應(yīng)用，從而能夠使本領(lǐng)域普通技術(shù)人員最好地利用本發(fā)明的各個不同方面并做出適合于所設(shè)想的特定應(yīng)用的各種不同修改。

工業(yè)實用性

本發(fā)明在金屬處理工業(yè)中具有實用性，并在鋼處理應(yīng)用中具有用于在大體積加工中加工和制造高強度鋼的具體用途。