CN106414787B - 高强度铁基合金、其制造方法和由其得到的制品 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种新的铁基合金，其通过极快加热然后实质上立即极快冷却来制备。本发明公开了通过任选地将初始铁基合金进行球化退火处理形成前体材料来进行的方法和材料。在任选的球化退火后，将所述前体材料快速加热到高于所述材料的奥氏体化温度的温度并快速冷却，以得到高强度铁基合金。本发明公开了用于实现耐腐蚀高强度铁基合金的方法和材料，以及表现出形成几乎自身对折的弯曲半径的能力的方法、材料和制品。

Description

高强度铁基合金、其制造方法和由其得到的制品

与相关申请的交叉引用

本申请要求下述临时专利申请的优先权利益：2014年6月17日提交的申请号62/013,396，2014年12月18日提交的申请号62/093,731和2015年1月6日提交的申请号62/100,373。

关于联邦资助的研究或开发的陈述

不适用。

联合研究协议的参与方名称

不适用。

提交的材料、包括光盘上的材料的参考并入

美国专利申请号14/404,007，2014年11月25日提交

美国专利号8480824B2，2013年7月9日出版

美国专利申请号12/485,785，2009年6月16日提交

美国专利申请号12/444,242，2009年4月3日提交

技术领域

本发明涉及高级高强度铁基合金，更具体来说涉及其变换和/或造型的方法。这些合金能够被成形到最小弯曲半径，并且可以通过处理低碳钢、中碳钢和高碳钢来获得。这些铁基合金也可以通过磷合金化被设计成耐腐蚀的，并同时避免晶界脆化。

背景技术

传统上，冶金学家希望获得低品质金属例如低碳钢，并通过包括退火、淬火和回火等在内的廉价处理将它们变换成高品质钢和更需要的产品。以前的尝试获得了有限的成功，因为它们并不总是产生所需产品。其他尝试，由于高的加工成本或需要最终掺入过量的昂贵合金化，在大规模上失败了。

一般来说，钢的规律是得到的钢越强，它越硬，但是钢具有的伸长率会越小。在大多数情况下，术语“伸长率”与术语延展性、弯曲性或成形性同义使用。伸长率在拉伸试验台上被测得，所述试验台将钢样品单轴拉伸，以确定在破损之前所述钢将伸长或伸展多少。ASTM具有拉伸试验的长篇综述。

随着钢变得更硬并具有更小的伸长率或延展性，它在冲压成形模具中成形的能力降低。钢铁工业长期以来聚焦于提高强度并同时试图维持或提高伸长率。这以显著的成本代价，通过使用资本密集型热机械方法来进行，所述方法花费大量时间将钢均化、淬火，然后回火。同样地，以进一步的成本代价添加合金元素，以便提高钢的强度以及更重要的伸长率。

钢铁工业公布它们的产品的强度和伸长率具有被保证的最低性能。美国汽车工业通常使用由ASTM列出的标准50mm标距长度。ASTM公布了已开发的标准，其使得具有15％伸长率的钢在破损之前至少伸展15％，并且本领域技术人员已知这种钢可以自身对折，就像将一张纸自身对折一样。这将被认为是“零T”弯曲，其中“T”表示材料的相对于弯曲半径的厚度。另一个经验法则是仅有10-12％伸长率的钢通常可以被成形到弯曲半径在1至2个材料厚度之间(例如1T弯曲至2T弯曲)。也广为人知的是具有7-9％伸长率的钢当在冲压机中成形为部件时，为了防止钢破裂，要求至少2T至3T的弯曲半径，更通常3T至5T的弯曲半径。

加工高级高强度钢以制造高度可成形钢，通常需要资本密集型设备、高的支出、昂贵和危险的热流体例如淬火油和淬火盐，以及包括使用熔炉、加热设备和来自于倾倒熔融钢的残热的回火/退火过程。这些淬火程序旨在将钢的硬度提高到所需值。贝氏体和马氏体可以通过这些过程制造，并且对于某些高强度应用来说是非常理想的材料，因为它们通常具有约20及以上的洛氏C硬度。硬度的提高与可比的拉伸强度提高相关联。

典型的高级高强度钢通常已包括贝氏体相和/或马氏体相。多相材料包括大量不同的共存微结构，包括贝氏体、马氏体、针状铁素体和其他形态的铁素体、残留奥氏体、珠光体等。贝氏体通常是由铁素体和碳化物的组合构造而成的针状钢，其表现出相当高的韧性并同时将高强度与良好延展性相组合。在历史上，贝氏体是非常理想的产品，其通过传统的奥氏回火，通过相当长时间的热循环进行商业化制造，所述热循环通常至少花费超过数分钟至数小时的时间。贝氏体钢的一个实际优点在于在贝氏体变换发生后不需进一步热处理即可获得与足够的延展性一起的相对高的强度水平。

这些含有贝氏体的钢，当作为低碳合金制造时，可以容易地焊接。已发现，通过这些长时间过程制造的常规贝氏体是抗回火的，并且能够在与被焊接金属相邻的热影响区中发生变换和/或保留，从而减少了碎裂的发生并提供脆性较低的焊缝。此外，这些常规的贝氏体钢具有较低的碳含量，它们倾向于提高总体可焊接性并经历由变换引起的应力降低。当存在局部非均质化学时，由于存在较低碳区域，可焊接性被进一步提高。当在具有显著的合金元素的中碳钢和高碳钢中形成奥氏回火的贝氏体时，由于在每个化学均化的钢晶粒中的较高的碳当量含量，可焊接性降低。

另一种典型的常规高强度钢组分马氏体，是由碳在铁的体心四方晶格中的硬的超饱和固体溶液制成的另一种针状微结构。它通常是在被称为马氏体变换或剪切变换的相变换期间形成的亚稳定过渡结构，在所述变换中，可以将较大的奥氏体化钢工件淬火到马氏体变换范围内的温度并保持在该温度下，以在冷却到室温之前获得整体均等的温度。在较薄区段中的马氏体通常在水中淬火。由于化学过程在较高温度下加速，因此通过施加热，马氏体容易被回火到低得多的强度。由于淬火可能难以控制，因此大多数钢被淬火以产生过度丰富的马氏体，然后被回火以逐渐降低其强度，直到获得目标应用所需的正确的硬度/延展性的微结构。

高强度钢工业正在寻找获得这些高强度钢的不太昂贵的方法。此外，钢铁工业需要廉价地生产能够形成最小弯曲半径的钢，包括单一相、复杂相和多相材料，以及更耐腐蚀的高强度钢。

发明内容

根据本发明，将条材、片材、棒材、板材、线材、管材、型材、工件等中的低等级铁合金，以最小的成本、时间和劳力转化成表现出高弯曲能力以达最小成形半径并产生合理的伸长率值的多相、多化学的高级高强度钢。具体来说，可以将普碳钢制造成单相或多相材料，其具有极高可成形性，甚至能够实现零-T弯曲半径，并且还具有超过900兆帕的强度。从这些双相和复杂相材料制造的弯曲半径小至一个材料厚度或更小的制品，可以通过实践本发明来获得。由于从下限奥氏体化温度加热到所选峰值温度的铁基合金的加热持续时间短，然后迅速冷却，这种方法被称为“快速处理(

Processing)”。使用已被发现具有快速获得部分贝氏体微结构能力的各种最小合金化钢，这种方法被称为“快速处理(

Processing)”。

公开了一种对铁基合金进行快速微处理，用于形成高强度合金的至少一个相的方法，其中所述方法包括为具有第一微结构的铁基合金提供奥氏体变换温度的步骤。通过以极高的速率例如100℉/sec至5000℉/sec从低于下限奥氏体变换温度快速加热直至高于所述奥氏体变换温度的所选峰值温度，该第一微结构能够被变换成具有包括上面提到的相的第二微结构的铁基合金。由于在最初含碳化物的铁基合金中允许合金元素均质化的时间极少(在高于奥氏体化温度下<10s)，在冷却后，该第二微结构已知是非均质的。已发现，高达5000℉/sec的冷却速率使化学和微结构非均质性稳定。已发现，最高750℃的预加热是有益的，只要所达到的预加热温度低得足以避免加速碳调平、碳化物溶解和合金均质化即可。

在本发明的实践中，由于由快速加热引发的热循环的持续时间短，因此对于给定合金来说，常规计算出来的主体化学奥氏体变换温度被提高。这种出现少于10sec的提高的奥氏体化温度，部分地是由在单个奥氏体晶粒中的钢内存在的多种合金浓度和富含碳化物的合金的奥氏体化温度的平均化造成的。由于不同的碳浓度具有不同的上限奥氏体化温度，因此在大多数先前奥氏体晶粒中存在的碳浓度或缺少碳，将对铁基合金的即时奥氏体化温度具有极大影响。例如，主要包含铁素体的铁基合金，其含有非常低的碳浓度，将具有最接近于纯铁中的铁素体的相对高的上限即时奥氏体化温度。

通过将普碳钢在从低于下限奥氏体化温度起10秒之内从室温加热到高于钢的奥氏体化温度的高温，然后将它在从获得所选峰值温度起不到10秒内淬火到低于所存在的化学物质的马氏体最终温度的热循环，整个循环少于20秒，产生了可成形的钢，其可以以仅仅约5至12％的伸长率实现前所未见的最小弯曲半径强度。最优情况下，所述钢能够自身弯折180°，也被称为“零-T”弯曲，其中“T”是指材料厚度或1T弯曲半径。

这种极快加热和极快淬火的序列，在没有在高温下的任何实质性保持时段的条件下发生，其少于10sec。所述淬火在紧邻加热装置的淬火装置中，在所述铁基合金的至少一部分上以极快的速率即100°F/sec至5,000°F/sec发生。我们使用术语“紧邻”是指淬火在数厘米或1米内发生，并且转移几乎是即时的。在某些情况下，需要较慢或中断的淬火以便发生含有碳化物的铁基合金的连续冷却变换或时间温度变换。取决于在铁基合金上进行处理的部位，这个程序在所需区域中形成高强度合金的至少一个相。

通过各种不同方法和装置，淬火可以几乎即时地、即在不到10秒内完成。这些用于淬火的设备包括水浴、喷水器、激冷成形模具、空气刀、开放式空气对流、最终操作激冷级进模具、最终阶段激冷线性模具、激冷滚压成形模具和淬火液压成形等。通过使用熔融的盐、油、蒸汽、加热的气态溶液、激冷的淬火辊和本领域技术人员已知的许多其他手段，可以进行较慢或中断的冷却。无论使用何种淬火方法，淬火的开始在达到限制碳迁移、碳化物溶解和合金均质化的所选峰值加热温度后，在10秒之内实质上立即发生，没有任何实质性保持时段。

通过所述第一微结构的优化，可以建立起有助于在合金中维持晶粒内化学非均质性的条件。诸如钢的球化退火的过程将产生碳化物，其限制碳迁移。已发现，在高于和低于下限奥氏体化温度进行循环的退火处理，在晶界周边附近产生沉淀的奥氏体。尽管球化退火通常要求在熔炉中进行数小时至数天，但已提出了新的连续加工方法，其要求不到1小时即可完成。由于奥氏体对碳和锰具有较高溶解性，因此只要不超过上限奥氏体化温度，当从晶粒中心区迁移时，碳和锰将富集在沉淀的奥氏体中。在可以通过连续冷却变换图确定的碳和锰的适合的局部浓度下，沉淀的奥氏体将在冷却后保留。这些沉淀的奥氏体在快速加工后也将保留，变成残留奥氏体。在某些情况下，在快速加工期间，碳化物溶解以在富含锰的区域附近提供额外的碳，在冷却后产生更多的残留奥氏体。

已发现，在铁基合金的总重量的基础上添加高达2重量％的磷，在铁合金制品中产生耐腐蚀性质并且不引起晶界脆化。当磷迁移到驻留在铁基合金内的单个先前形成的奥氏体晶粒内的晶粒中心区时，获得这样的性能。这种化学非均质性在高于和低于下限奥氏体化温度进行循环的退火处理期间，在磷迁移离开沉淀的奥氏体的富含碳的晶粒周边时形成。

本文中的所有讨论都包括对各种重量百分率的叙述，并且出于本申请的目的，所有重量百分率应该被假定是基于合并有所述重量百分率的铁基合金的总重量，不论它是否被陈述。

为了产生晶界沉淀的奥氏体，快速循环到高于下限奥氏体化温度的温度然后快速循环到低于所述下限奥氏体化温度，是本发明的新特点。将所述铁基合金简单地保持在下限奥氏体化温度与上限奥氏体化温度之间，会产生沉淀的奥氏体的单个“块状”晶粒，其进一步产生更富含碳的单个晶粒。如果只有随机的单个晶粒变得富含碳而不是绝大部分晶粒具有周边碳富集，则铁基合金中剩余的晶粒可能具有不想要的晶界磷。晶粒中心富含磷的铁基合金在快速加工制品以及现有的非快速加工条件两者中都具有商业用途。在非快速加工制品中的强度将会较低，但仍然是耐腐蚀的，可用于诸如建筑领域的用途。

因此，下面的描述部分将描述制造这些新的高强度合金的方法、由其制造的制品和所述合金本身。

附图说明

为了进一步理解本发明的预期范围和各个不同方面的本质和优点，将结合附图参考下面的详细描述，在所述附图中类似的部分被提供有相同的指称数字，并且在所述附图中：

图1A是按照快速处理方法处理的铁基合金的FEGSEM显微照片；

图1B是按照快速处理方法处理的铁基合金的FEGSEM显微照片；

图2A是在快速处理管的内壁处的典型的温度测量值的图；

图2B根据本发明的方法的加热/冷却循环时间/温度的图；

图2C是加热和冷却循环，模拟了奥氏体晶粒发生随时间的变化；

图3是温度相对于温度差的变换分析图，示出了双重变换冷却，其中将合金的两种不同化学在主体合金内淬火；

图4是铁基合金的单个晶粒产生残留奥氏体的化学图示；

图5是铁基合金的单个晶粒产生能够变成快速加工制品的耐腐蚀铁合金的化学图示；

图6是按照本发明形成的1550兆帕工件的照片；

图7是1550兆帕冷成形冲压制品的照片；

图8是在汽车工业中使用的1550兆帕工件的照片；

图9是另一个1550兆帕冷成形冲压制品的照片；

图10示出了角成形金属冲压制品，显示出没有破损；

图11是又一个没有破损的冷成形冲压制品的照片；

图12是在修剪多余部分的激光台上冷冲压的B-柱部件的照片；

图13是感应加热线圈的实体模型的照片，示出了平行的单向电流动的6根柱，其中在钢条的每一侧上各3根柱；

图14是

1500的网格蚀刻然后室温冲压的部件的照片；

图15是快速加工的钢的放大的现有奥氏体晶粒的显微照片；以及

图16是利用感应加热对铁基合金进行球化退火的连续滚压设备的图示。

附图详述

首先联合参考图1A和1B来看，可以看到快速加工的钢包括贝氏体小板或板的双峰尺寸分布，其表现出强度、延展性和韧性的高度所需的组合。本发明的快速加工方法可以产生几乎无扭曲的平坦的片材、棒材、板材和直管材。正如可以在这些图中看到的，所述微结构在微结构的双峰分布内产生细小的晶粒结构，其产生令人惊讶的强度和延展性。

参考图2A，示出的图绘出了以摄氏度为单位的温度随以秒为单位的时间的变化，以说明管材在被快速加工时其内壁处的加热和冷却循环。该内壁的典型温度测量值显示了存在非常低的温度-时间史比率。

现在参考图2B，其示出了温度随时间变化的图，除了常规的钢铁工业连续退火线温度与时间史的比率之外，还示出了快速加工温度与时间史的比率。显然，连续退火线的温度与时间史的比率远大于快速加工的该比率。

图2C示出了在快速加工热循环期间奥氏体的生长。区域I示出了现有的奥氏体晶粒。区域II示出了在晶界处开始的奥氏体生长。区域III示出了非均质的奥氏体晶粒，其中碳调平和碳化物完全溶解尚未发生。区域IV示出了在同一现有的奥氏体晶粒内贝氏体和马氏体的复杂混合物。

图3示出了以摄氏度为单位的温度相比于也以摄氏度为单位的温度变化的分析。该分析显示出在冷却期间，在650℃至550℃和460℃至360℃之间向奥氏体子相的强烈变换。该分析表明，我们有两种不同的变换条件，其引起非常局部化的微结构非均质性，尽管在宏观规模上经历均质性。由于在被淬火时AISI4130合金中的非均质性局部化学，存在两个不同的变换温度范围。其他铁基合金具有不同的温度范围，但是会表现出相同的双重变换冷却特征。取决于合金和碳的非均质性，每个变换可能是在几乎同一位置处发生的多个不同化学变换。这种情况的发生是因为现有的铁素体存在可能被富集到以总重量计0.05重量％、0.08重量％或0.10重量％的碳的局部区域。每种不同碳的现有奥氏体晶粒具有其自己的变换起始和终止温度，但是在这种性质的图上将重叠。

图4是产生残留奥氏体的铁基合金的单个晶粒的化学图示。该图描绘了高于和低于下限临界奥氏体变换温度的重复热循环如何可以使沉淀的奥氏体的晶界区富集碳和锰。发生这种情况是因为奥氏体与铁素体相比对碳和锰两者具有更高的溶解性。这种富集将允许当残留奥氏体在室温下时沉淀的奥氏体变得稳定，即使在快速加工之后。提供了建议的元素浓度和体积分数，但这仅仅是基于铁基合金中存在的主体化学物质的许多可能性的实例。

图5是产生可以变成快速加工制品的耐腐蚀铁合金的铁基合金的个体晶粒的化学图示。该图描绘了高于和低于下限临界奥氏体变换温度的重复热循环如何可以使沉淀的奥氏体的晶界区富集碳和可能的锰。发生这种情况是因为奥氏体与铁素体相比对碳和锰两者具有更高的溶解性。在该过程期间，铁素体的晶粒中央区将变得碳和锰两者贫化。本领域技术人员充分理解，碳和磷倾向于不位于同一地点。当碳向晶界移动时，磷将向晶粒内部移动。这种具有中心化晶粒内磷富集的产品在快速加工前条件和快速加工条件两者中都是有用的。提供了建议的元素浓度和体积分数。应该指出，对于制造耐腐蚀铁合金来说锰不是必不可少的，它的存在或缺少只影响最终产品中残留奥氏体的体积分数。对于诸如建筑领域的用途来说，取决于强度和所需的最小挠曲，残留奥氏体可能不是合乎需要的。然而，在诸如成形汽车组件的制品中，由锰的存在造成的残留奥氏体可能是有益的。

图6示出了通过本发明的方法形成的通常被称为“浴缸”汽车部件的工件，并且正如人们可以注意到的，在所述工件中接近90°的转角处没有观察到破损。在快速加工的AISI1020钢的情形中，实现了1400-1600MPa的强度、6至10％的A50伸长率和44至48的洛氏C硬度。自从二十世纪二十年代以来已广泛接受，较薄的钢片在拉伸试验中倾向于较低的总伸长率。然而，我们确实发现3mm厚的快速加工的AISI1020具有9-10％的总伸长率。因此，人们预期在破裂开始和破损之前具有2T的最小弯曲半径。出人意料的是，伸长率仅为6至6.5％的1.2mm厚的快速加工的AISI1020片材能够弯曲到0T弯曲半径，实质上自身对折。此外，伸长率仅为7-8％并且实测洛氏C硬度在30至34之间的1.9mm厚的快速加工的AISI1010钢片能够在0T至1T弯曲半径之间弯曲。根据ASTM的基于钢的伸长率的经验法则，后两者预期都不能在没有破裂的情况下发生，但通过快速加工方法生产的钢容易地实现了这一目标。

将这种“浴缸”造型的部件冷冲压，这是汽车制造商所希望的关键方法。强度为1500兆帕的冷冲压钢是合乎需要的，这是因为减去了高成本硼钢的“热冲压”的所有其他步骤，由此使制造成本降低大约一半。在使用与其他高级高强度钢相比具有非常低的合金含量的普通普碳钢时，这些实验的结果获得了一些意外良好的结果。普碳钢被称呼为AISI10##，其中“##”表示钢中含有的碳的重量百分数。例如，AISI1020钢含有接近0.20重量％的碳。正如在本发明人以前出版的美国专利8,480,824中所描述的，当这些钢被快速加热到超过1000℃并随后没有长的保持时段就进行淬火时，获得了非常出人意料且理想的结果。

图7示出了符合本发明的由快速加工的片材制造的1550兆帕冷冲压普碳钢的另一个实例。再次注意，所述工件没有表现出破损点，而是相反显示出脆性角，并且完全通过冷冲压成形。

图8示出了在被称为“压碎罐(Crush Can)”的汽车部件上进行的

1550MPa试验的试验结果。本发明人发现，由仅具有6％伸长率的

1550MPa制成的部件，现在可以类似于纸张对折进行成形。这里在图8中所示的实例是这些汽车“压碎罐”之一。压碎罐位于车辆的保险杠强化钢与从乘客室纵向向外延伸的“车架纵梁”之间。截止今天，已广泛接受被称为DP780(双相，780兆帕)的钢是可用于压碎罐而不破裂的最强的钢。这是因为DP780是具有历史上可接受的延展性的最强的钢，所述延展性可以允许所述钢自身对折至零-T弯曲半径，同时在撞车事件期间吸收能量，实质上呈现手风琴的外观。

分析了快速加工的AISI1020的两次加热，一次在0.19重量％碳/1.2mm厚的钢片上进行，另一次在0.21重量％碳/1.3mm厚的钢片上进行。前者被成形为50×60mm压碎罐，而后者被成形为45×50mm压碎罐。两个压碎罐开始时高为140mm，但是在高度设定到50mm的冲压机中崩塌。两种压碎罐变体在机械引起的崩塌期间都对折到0T弯曲半径。

组合参考图9、图10、图11和图12，示出了冷冲压的部件。在最初的压碎罐工作完成后，示出的部件是难度逐渐增加的7个冲压机工具中的4个，其被开发用于试验1.2mm厚的快速加工的AISI1020钢片的成形性。在每种情况下，所述快速加工的AISI1020能够被冲压成最小弯曲半径小于2-T的几何形状，这对于伸长率仅为6至6.5％的钢来说通常被认为是不可能的。正如人们可以看到的，在部件上各处没有明显的破损点。

图13示出了符合本发明方法的感应加热线圈的实体模型。来自于变压器的电力最初可以在131处连接。电流在柱133的外表面上均匀分布，并且任选的水冷却可以在132处施加，并通过柱133运行到出口134。感应线圈设计的这种特定实体模型示出了6根柱133，其彼此平行走向，并在将要加热的钢条136通过感应线圈130时垂直于所述钢条136。在这个实体模型中，电流和水流两者在感应线圈130中都是单向的，从132流向134，示出了感应加热的一种新概念。所述新颖性是因为电流以单向方式流过感应线圈130，仅仅以最短的纵向长度和时间横跨周围的钢条136，以便在由流过的电流产生的磁场中获得高的功率密度。任选的冷却水存在于134处，而电流在运行通过柱133后汇聚到出口134中。在变压器的相反连接点135处，电流离开感应线圈130并返回到感应变压器。在钢条136的每一侧上示出了3根柱133，所述钢条将被通过钢条136的每一侧上的3根柱133的电流加热。

图14示出了由AISI0120钢制成的快速加工材料在1550MPa强度下的冷冲压的部件。在冲压之前用网格图案蚀刻的平坦钢坯的冲压制品，最好地示例了得自AISI10##的快速加工的钢的不常见的弯曲能力。工件141显示了约30cm长的这种工件的顶视图和倒置视图。工件141包括蚀刻的正方形网格标志，具有其新的拉长的形状，指示了在多个方向上的拉伸和弯曲。以与工件141不同的角度处示出，该同一工件被称为142，显示了在部件成形后出现的它的来自于以前正方形的网格标志的新的拉长的菱形形状。特写视图143显示了在成形操作期间工件141的正方形网格标记部分如何被拉伸以变成长方形，其中长度现在等于宽度的约两倍。

图15是快速加工的钢的尺寸超过50微米的现有奥氏体晶粒的显微照片。这些单个晶粒在淬火期间被化学上贫瘠的低碳区域例如合金中的铁超过99重量％的区域中的低碳微结构在高温下的早期变换分在隔开的区域中。在AISI4130钢中，这种早期变换出现在冷却期间从650℃至550℃时。这些具有第一奥氏体变换相的隔开且细化的区域起到假晶界的作用，基于它们的化学组成，其随后在较低温度下，在从460℃冷却至360℃时变换。尽管总体晶粒尺寸可能超过50微米，但在相对平坦、不论是真正平坦还是略微卷曲的凸面或凹面形状的构型中，类似于一系列彼此堆叠的相对平坦的煎饼的构型中，隔开的区域可能小于2微米。这些单个的相对平坦的形状甚至可能在纳米尺度上约束次级微结构变换。

在本发明的另一方面，为了实现快速加工的铁基合金的最大结果，在快速加工之前生产前体材料可能是有利的。通过对用于快速加工的前体铁合金进行球化退火，铁基合金中的碳和锰内含物将在高于和低于下限临界奥氏体化温度的热循环期间向晶界沉淀的奥氏体迁移。铁基合金的球化退火的目的是从前体材料内任何预先存在的珠光体微结构区域产生碳化物。此外，球化将软化所述铁合金。球化的钢通常已知是给定合金的最软、最弱、最易延展的微结构。已发现，在球化退火过程中钢的球化温度需要被仔细地控制和监测，以开发出适合的微结构用于抗腐蚀、残留奥氏体和/或快速加工。

图16是大体上用数字160表示的连续滚压设备的适合的球化退火线的图示，其在本实例中使用感应加热在不到1小时内、优选地在数分钟量级上对铁基合金进行球化退火。在本实例中，铁合金片161从设备的右侧进入示出的多个辊170。第一感应加热器162将所述钢加热到高于所使用的铁合金钢的下限临界奥氏体化温度不超过35℃，并且所述奥氏体化温度取决于所使用的铁合金组成。然后将铁合金片161冷却到低于下限临界奥氏体化温度至多35℃，所述奥氏体化温度同样取决于所使用的合金。在进入到在本图中描绘在第一感应加热器162左侧的第二感应加热器165之前，再次任选地在绝热炉163中维持温度，所述第二感应加热器如上所述再次将铁合金片重新加热到高于下限临界奥氏体化温度。如果需要的话，然后可以将铁合金片161运送到任选的下方炉166以维持温度。可以将所述过程重复，直至铁合金片161离开。可以使用连续的其他感应加热装置将铁合金片加热到相同温度，或者如果需要的话其自己单独的温度。炉163和166可以维持在相同温度下，或者可以设立单独的加热区以在滚压后通过每个感应加热装置维持不同的温度。尽管图示的设备使用5个感应加热位置，但对不同的铁合金或现有微结构来说，可能需要更少或更多的加热位置。其他适用于这一过程的加热方法可能是有利的，例如直接火焰冲刷、辐射、对流、传导加热及其组合。尽管在这里没有示出，但根据本发明，快速加工设备也可以在球化退火线160的末端处内联使用。

对于钢卷的球化退火来说，为了将所述钢卷整体的温度保持在刚好低于下限临界奥氏体变换温度，通常需要花费长达72小时的烘炉处理。为了使钢卷中的温度均衡并允许珠光体分解到碳化物达到规定的体积分数，需要长时间的热循环。对于每种合金和炉系统来说，将相对相似但专用的热循环在商业上用于球化。

这里提出的这种新的连续进料滚压设备将一卷铁合金片材进料通过多个感应加热线圈，多次升高片材的温度，以与长时间球化循环相似分解其珠光体组成成分。由于铁合金片材薄得多，因此例如使用感应加热将所述铁合金局部加热到高于下限临界奥氏体化温度，可以在数秒而不是数小时内完成。当片材在第一感应线圈中加热到高于下限临界温度时，奥氏体开始在晶界处沉淀。由于珠光体在高于下限奥氏体温度时分解，并且由于奥氏体对于碳和锰两者具有比铁素体更高的溶解性，因此所述沉淀的晶界奥氏体富集两种元素。当在感应加热线圈的磁场效应之外时在低于下限临界奥氏体温度下循环，所述富集的沉积奥氏体冷却，但维持元素的非均质性。每个感应线圈被独立地控制，以将铁合金加热到高于其下限临界奥氏体化温度的规定温度，同时当前未被感应加热的钢将冷却到低于下限临界奥氏体化温度。

冷却速率可以通过使用控温绝热密闭系统来控制，所述系统含有辊来转移钢片，以防止某些合金在环境空气中过快冷却。在其他情况下，取决于铁合金的厚度及其残余热含量，环境空气冷却可以很好地工作。尽管碳迁移快速，但在高于下限奥氏体化温度下需要花费2至60秒之间来实现珠光体的分解、奥氏体的沉淀以及碳和锰向沉淀的奥氏体晶界的迁移。正如上面详细描述的，高于和低于下限临界奥氏体化温度的5个循环的实例，对于在最终产品中获得30％残留奥氏体来说工作良好。更长的感应时间和多于或少于5个热循环，可以与不同的高于下限临界温度的温度组合使用，但用于球化退火的总时间应该在数分钟的量级上，不是数小时也不是数天。将铁合金感应加热到比下限临界奥氏体化温度高1℃至35℃，然后允许通过任选的绝热紧带轮系统通过机械运送进行一定的冷却时间以使铁合金冷却到比下限临界奥氏体化温度低1℃至35℃，产生与长时间炉处理相似的结果。

我出版的通过参考并入本文的USPN 8,480,824涉及一种铁基合金元件。所述方法也可应用于滚压金属例如钢或其他形式的铁基合金的条材。根据本发明，公开了一种新的金属处理方法，其利用极快速的金属加热然后进行材料的快速淬火，不需有意的保持时间以使铁制品在化学上均质化，即可导致将低等级铁基合金变换成高级高强度钢。得到的铁合金优选为来自于马氏体、贝氏体、残留奥氏体、铁素体和下文中更详细讨论的其他微结构的至少两种微结构的非均质组合物。通过球化退火和其他现有的热处理和化学处理，优选的现有微结构被变换，以在快速加工后的铁基合金中实现不同的性质。

因此，本发明的第一方面是提供生产低碳、中碳或高碳铁基合金的廉价、快速且容易的方法，所述铁基合金能够在不使用强烈合金或资本密集性热机械方法的情况下被成形到最小弯曲半径。尽管其他的热机械加工技术需要长时间的热循环才能获得高级高强度钢典型的双相或复杂微结构，但快速加工方法可以使用单个快速加热和淬火的操作做到这一点，其从低于下限奥氏体化温度到所选的峰值温度并返回到低于其马氏体最终温度可以花费不到20秒。本文中解释的其他持续时间更长的方法可以提供所需的冶金结果，只要在达到峰值加热温度后实质上立即进行到低于贝氏体变换温度的第一淬火步骤即可。

本发明的第二方面是提供用于对低碳、中碳或高碳铁基合金进行微处理以包含所需量的快速加工的复杂微结构材料的方法和装置，所述微结构材料在同一现有奥氏体晶粒内散布有非均质化学物质贝氏体和/或马氏体。在单个现有奥氏体晶粒中产生多个微结构，可以通过晶粒内的化学非均质性和本文中描述的极快加热/快速冷却循环来实现。据推测，本发明的快速加工方法的加热到出人意料且不同寻常的高温，将铁合金奥氏体晶粒扩大到5至50微米或更大的尺寸，这对于钢铁工业的晶粒细化的目标来说是违反直觉的。然而，据信快速施加不同寻常的高温提供了从铁合金的单个奥氏体晶粒的最贫瘠的合金含量部分产生低碳贝氏体板和/或马氏体所需的变换驱动力。似乎贝氏体板和/或低碳马氏体将扩大的现有奥氏体晶粒分隔成分立的、高度细化的区域。在进一步冷却期间，在较高温度下发生的低碳区域的变换之后，具有更多碳的剩余的新划界的细化区域是在由连续冷却变换曲线所定义的化学组成的基础上向相应的奥氏体子相例如贝氏体和马氏体的二次变换的部分。这种规定的方法是通过违反直觉的晶粒扩大和随后通过微结构相分裂进行的分隔来模拟晶粒细化的一种方式。

这种通过现有奥氏体晶粒分裂的假晶粒细化，据信提高了快速加工的铁基合金、包括钢的机械性能。高于预期的强度和伸长率以及极大提高的弯曲性能，据信是这种高度细化的“有效”晶粒尺寸的直接结果。使用快速加工的普碳AISI10##钢时达到0-T和1-T弯曲半径的高弯曲性能的这种出人意料的良好结果，解除了术语伸长率、成形性和延展性的关联。快速加工的AISI10##钢看来能够在冲压机操作中实现历史上不可能的弯曲和成形行为，正如以前基于它们的44至48的洛氏C硬度所理解的。

现在相信，普碳或比普碳钢规格所要求的更低的合金含量的快速加工的微结构可以被成形成极端形状，只要作为成形操作的一部分所述钢不被拉伸或延长到超过其传统的破裂点即可。已提出在描述快速加工的铁基合金时，它们用术语强度、伸长率和成形性或弯曲性来描述。这些因素确定了这种新发现的出人意料的良好结果。因此，快速加工的AISI10##钢具有不同寻常的弯曲性能因子。例如，常规的“闸压床”被用于将传统的钢以二维模式成形，以形成片材的大约给定半径的线性弯曲。快速加工的AISI10##钢能够沿着冲压工具的非线性轴弯曲，所述工具的弯曲形式可以在数学上被定义为B-样条。在冲压之前蚀刻有网格图案的平坦钢坯的冲压，最好地示例了来自于AISI10##的快速加工的钢的不同寻常的弯曲性能。这些部件可以在图14中看到，曾经的正方形网格图案已被拉伸和压缩，变成长度为宽度两倍的长方形。

本发明的另一方面产生具有所需体积百分率的残留奥氏体的非均质化学微结构。这种非均质的微结构产生适合于高级高强度钢应用的高强度复杂多相微结构。在这种钢的制造中，当在熔体浇包中处于液体状态中时，前体钢合金作为奥氏体这种面心立方微结构是均质的。当将钢从浇包浇铸并固化时，所述微结构变化。一些现有的奥氏体晶粒在冷却时将变成铁素体或珠光体。在某些情况下，取决于合金，碳化物将沉淀。当在一部分现有奥氏体晶粒中丰富的碳、锰和/或镍以适合的重量百分数存在于局部化学中时，所述微结构在室温下将变成所谓的“残留奥氏体”。在一个这样的实例中碳超过0.54重量％并且锰为5重量％，但是存在许多其他的组合。碳和锰的浓度可以使用连续冷却变换理论容易地计算。本领域技术人员已充分发展了用于确定倾向于降低钢的共析温度的奥氏体稳定化元素例如碳、锰和镍的必需百分率的公式。残留奥氏体为得到的钢提供延展性和成形性。除了延展性之外，在钢中对高强度的需求是公知的。对于强度来说，铁素体通常是不合乎需要的，这也是常识。不幸的是，这种形式的残留奥氏体是“块状的”，消耗了现有奥氏体晶粒的如果不是全部也是相当可观的体积分数，并且被铁素体和珠光体包围。这种块状的残留奥氏体尽管合乎需要，但可以被改进以便为相同的铁合金化学产生更高的性能。

初始微结构的控制可以实现更理想的残留奥氏体的新的微结构，其是用于快速加工的出色前体。已发现，可以操控标称量的碳(0.05％至0.45重量％)和锰(0.2％至5重量％或更高)以浓缩在现有奥氏体晶界处，使所述区域富集到足以沉淀在室温稳定的奥氏体。这通过将铁合金在低于和高于它的下限临界奥氏体化温度下循环来实现。当高于所述下限临界温度时，奥氏体开始在晶界处沉淀。由于珠光体在高于下限奥氏体温度下分解，并且由于与铁素体相比奥氏体对碳和锰两者具有更高溶解性，因此沉淀的晶界奥氏体富集有这两种元素。在低于所述下限临界奥氏体温度下循环，富集的晶界沉淀的奥氏体冷却，但维持元素非均质性。将这个过程重复至少两次，另外的碳和锰将继续富集所述晶界区域。将具有0.3重量％的碳和3.0重量％的锰的合金在高于和低于下限临界奥氏体变换温度15℃下循环5次，在最终产物中产生了高达30％体积分数的残留奥氏体。尽管每种铁合金和元素浓度不同，但少于或多于5次循环可以提供所需的沉淀奥氏体的体积分数。当允许缓慢冷却到室温时，其余的微结构主要是铁素体和珠光体。碳化物也将形成，但尺寸、形状和量可以通过已知的变换方法来控制。以总重量计合金化学中存在的锰的毛重百分数，主要决定了由于其局部富集而在室温下稳定化的晶界沉淀的奥氏体的体积分数。应该指出，简单地将铁合金保持在高于下限临界奥氏体变换温度下，倾向于产生块状的残留奥氏体。更加合乎需要的是产生彼此互连的外观类似蜘蛛网的晶界奥氏体网络的本发明的方法。

在本文中所描述的快速加工后，这种奥氏体、铁素体、珠光体、碳化物和最低限度地其他奥氏体子相的前体微结构将被变换成高级高强度钢。正如前面描述的，由于快速加工在高于下限奥氏体变换温度下的持续时间过短，只有极少时间用于均质化发生，因此现有的非均质微结构得以保留。在快速加工的热循环期间，将晶界沉淀的奥氏体简单地重新加热并淬火成残留奥氏体。按照连续冷却变换理论，如果在快速加工之前元素百分率足以使沉淀的奥氏体在室温下存在，则在快速加工冷却后情况同样如此。在快速加工后，非均质的铁素体和珠光体在它们的局部非均衡化学的基础上将主要变成贝氏体和马氏体的混合物。当在快速加工期间碳化物溶解在锰和碳的富集不足以先期产生沉淀的奥氏体的区域中时，已发现从溶解的碳化物引入这种额外的碳，可以与现存的碳和锰局部组合，现在产生室温残留奥氏体。通过在即将淬火之前由碳化物在富含锰的环境中的快速溶解引起的碳的引入而局部产生残留奥氏体，是本发明的新特点。

长期以来，已知磷可以有助于钢的抗腐蚀性。事实上，一些铁匠选择使用铁-磷钢工作以代替现在非常常用的铁-碳钢。德里铁柱是这种铁制物体的一个实例，其已存在1600年而没有显著腐蚀。尽管年代古老且暴露于气候要素，但仅存在0.002"厚的氧化物层。所述铁柱的磷含量估算值在0.25重量％至1.0重量％的范围内。作为直接对比，现代炼钢方法通常试图将磷限制到0.002至0.004重量％。甚至可商购的高磷“加磷钢”仅含有最高0.16重量％的磷。在现代炼钢方法中避免磷，以避免在冲压机中的部件成形操作和这些部件的使用期间发生的现有奥氏体晶界的磷脆化。被称为“冷脆性”，已充分记载的磷在许多钢中将单轴伸长率显著降低多达1/3。这种降低在冲压机操作中的成形或滚压成形期间可以容易地引起钢部件破裂。物体例如观赏性的德里铁柱未经受汽车结构组件的操作应力。然而，由于德里铁柱不在任何负载之下，高的磷含量对铁柱的功能无害。相反，对于工业应用来说，当将所述钢置于负载之下时，它将在机械上失效。对于维持晶粒内部的高磷含量，由此提供腐蚀抗性并且不表现出脆化来说，快速加工方法是理想的。

已知在铁素体的体心立方微结构中，磷作为固体溶液强化剂迁移缓慢。因此，铁素体可以在高温下维持0.35重量％的磷浓度，但是在室温下表现出接近零的浓度。面心立方的奥氏体可以维持仅仅0.28重量％的磷浓度。众所周知，在具有保持在高于下限奥氏体化温度下的长时间奥氏体化循环的典型热处理操作期间，磷有足够的时间迁移到晶界，并因此使钢脆化。同样地，为了腐蚀抗性，磷需要停留在晶粒内部中，不迁移出晶界。通常，这种长时间奥氏体化循环被钢铁工业用于获得淬火和回火的高级高强度钢。了解这一点后，总是将磷限制到最低浓度，优选地小于0.04重量％，以便避免上述的晶界脆化，尽管可能具有耐腐蚀益处。

在这里提出了一种产生抗腐蚀高磷铁基合金的方法，所述铁基合金可用于由本文描述的退火方法产生的条件中，或者通过快速加工方法热处理成高级高强度钢。认识到磷迁移的相对快速性，铁基合金在高于其奥氏体化温度下渡过的任何时间必须受到限制，以在现有奥氏体晶粒内部维持相对较高的磷浓度。通过上面在这种应用中提到的将铁基合金立即淬火到低于奥氏体化温度的温度的方法，可以将所述合金在高于奥氏体化温度下渡过的时间降至最少，以防止磷迁移。在本发明的实践中，磷浓度可以远高于以前在钢铁工业中已知的浓度，以合金的总重量计为0.1％至约2重量％。更优选地，磷含量为0.2至1.0重量％，使得所述磷浓度将产生耐腐蚀钢。腐蚀抗性通过与不锈钢的钝化处理相似的方法来实现。由于高的磷含量，在钢上形成明显但非常薄的磷酸氢铁结晶层。

正如在上面将前体铁合金球化退火以用于快速加工的方法中所描述的，在高于和低于下限临界奥氏体化温度的热循环期间碳和锰迁移到晶界沉淀的奥氏体。同时，磷将迁移到晶粒内部，因为磷倾向于避免与碳共同定位。主要由铁素体和未溶解的珠光体构成的晶粒内部，将变得富含磷。正如上面陈述的，以总重量计，锰的主体铁合金重量百分数将决定在室温下稳定化的沉淀的奥氏体的体积分数。在耐腐蚀钢中，对于诸如建筑领域的应用来说，将向主体化学物质添加更少的锰，因为残留奥氏体对于建筑领域中的强度来说通常是不需要的。在这种情况下，晶界将主要富含碳，但在主体化学物质中也存在极少的锰。相反，对于汽车工业中的成形制品来说，也可以使用更高重量百分率的锰，因为对产生耐腐蚀的含有残留奥氏体的铁合金有益。不论锰是否存在，磷将主要保留在晶粒中心中，以实现腐蚀抗性并且没有晶界脆化。

当本发明的产生沉淀的奥氏体微结构的方法与在基质中添加磷相组合实践时，获得优越的结果，因为抗腐蚀性被极大提高。通过提供提高的磷浓度并将其与实质上立即淬火的步骤相偶联，晶粒内部中的磷浓度被“冻结”，这意味着磷原子没有足够的时间迁移到材料的晶界区域中。因此，表面效应似乎起作用，其中在钢的表面上形成耐腐蚀层。

如果表面被划伤，抗腐蚀性得以维持。由于在整个材料中高的磷含量，新暴露出的铁合金表现出体效应。在划伤表面后，新暴露出的表面产生薄的耐腐蚀磷酸氢铁层，以匹配所述制品的未划伤的区域。此外，已发现向所述钢添加铜提高延展性和机械加工性能，同时也增强磷的抗腐蚀效果。尽管对铜浓度的上限没有限制，但通常较少的量例如0.1重量％至1.0重量％、优选为0.3重量％的铜倾向于协助磷效应。当将这种基质添加剂合并到所实践的方法时，得到甚至更优越的材料。

由于钢中所有的合金元素都影响淬透性、强度和延展性，因此通过使用碳、锰、磷、铜和其他常见合金元素来获得平衡，以优化最想要的性质。

与现有的钢铁工业方法直接相反，我们的新的高磷包含方法通过在钢合金中故意包含以总重量计不同寻常高的重量百分数的磷并具有与最小冷作钢产品相近的合金组成成分浓度，获得了出人意料的良好结果。尽管现有技术的组合物可能倾向于将磷限制到0.04％或更低，但我们故意添加高得多的量、例如以总重量计0.10重量％至1.0重量％的磷，已为我们显示出它对我们的基于晶粒水平上的非均质性的新的钢化学产品的这一方面来说，可能是有益的。

遵循本发明的这些方面，对所述

前体合金进行球化的理想结果，是将任何铁基合金例如钢非均质化到特定的晶粒设计。这可以通过将所述合金或钢加热至最高接近下限奥氏体化温度或循环到刚好高于所述温度来进行，以产生所谓的沉淀的奥氏体。众所周知，奥氏体在晶界周边附近沉淀，将铁素体留在钢晶粒的中心。另外，众所周知，碳和锰将富集在钢晶粒的奥氏体部分，同时在钢晶粒的中央铁素体部分中大大减少。另外，由于球化过程的本质，碳化物将形成在富含碳的区域即奥氏体周边中。

在快速加工后，这种所需的前体合金微结构产生新的马氏体晶粒中央区，其任选地富含磷，被晶粒周边处的部分残留的奥氏体、马氏体和/或贝氏体区域包围。所述周边中的残留奥氏体由在碳存在的条件下锰富集的组合引起。本发明的另一个新的特点是某些残留奥氏体实际上是来自于前体材料产生的以前沉淀的奥氏体，所述前体材料被简单地快速加工加热，然后降低温度进行淬火，以变成所谓的残留奥氏体。

本领域技术人员公知的典型的连续冷却变换(CCT)图，定义了使残留奥氏体稳定所需的碳和锰的组成。通过以前讨论的在前体加工期间从中央晶粒区的迁移、在快速加工期间最小碳迁移或来自于碳化物在周边区域中的溶解，周边中的碳使新形成的残留奥氏体稳定。由于可能存在于主要富含磷的中央铁素体区中的碳化物，可能在中央晶粒区中形成一些残留奥氏体。

在快速加工循环期间断续冷却的实例，可以在低于铁合金的贝氏体终点温度下发生。在贝氏体形成后，可以存在0.01重量％的碳和5重量％.的锰的局部奥氏体晶粒化学以及约345℃的马氏体起始温度。淬火可以实质上立即在熔融盐浴中发生，所述盐浴可以搅拌也可以不搅拌。所述盐浴应该含有极少的水/被极少液化，并且处于至少高于在本实例中提供的345℃的马氏体起始温度的温度下。在高于345℃的淬火温度下，几乎所有新形成的奥氏体将保持不被变换成新的奥氏体子相。

实验显示，在大多数情况下，为了使锌能够电镀这种铁基合金，如果不突然淬火，我们将得到更好的结果，否则锌将不粘附于钢的表面。当我们首先淬火到刚好高于马氏体起始温度，变换低碳化学区域，由此使锌粘附时，得到最好的镀锌结果。淬火到刚好高于现有铁素体的马氏体起始温度的目的是将钢的温度从高于奥氏体化温度降低到碳迁移、碳化物溶解和合金均质化急剧减缓的温度点。尽管将这三种作用减缓到低于奥氏体化期间的碳迁移速率，但保持高于马氏体起始温度将不允许发生向奥氏体子相的变换。这种从高于奥氏体化温度到高于马氏体起始温度至被称为镀锌浴温度的接近460℃之间的温度降低，是锌镀层正确粘附到钢所需的。然后在不低于马氏体起始温度的条件下适合地清理钢的杂质，随后使钢通过熔融锌浴，其目的是将所述钢镀锌。如果使用适合的熔融盐，钢将足够清洁地离开盐罐以直接进入镀锌浴。

在离开镀锌浴后，将钢冷却到室温。可以包括各种不同的淬火方法：首先，直接冷却到室温；其次，使用CCT冷却以从未被变换的奥氏体制造规定百分率的贝氏体；第三，使用CCT冷却以从未被变换的奥氏体制造规定百分率的马氏体。后续的回火是任选的。

尽管最贫瘠合金的快速加工的AISI10##钢似乎能够被弯曲到极小成形半径例如0-T和1-T，但应该考虑到，添加非常少的合金仍然被认为是本发明的一部分。因此，包含可忽略量的其他合金元素来获得实质上相同的出人意料的良好结果，并将这些非有效合金的添加宣称为新的发明，将是不适合的。

本发明的

的另一个方面涉及可用于加热钢制品的感应加热线圈。感应加热通常由来自于线圈的感应磁通量的方向决定。最常见的是纵向通量感应。较少了解和使用的是横向通量感应。

在纵向通量感应加热中，感应装置的频率极为重要。通常，感应加热线圈将环绕(或包围)待加热的部件。例如，在离开感应变压器的一极后，加热线圈电感器将被构造成横向跨过钢片的顶上，桥接到钢片的相反侧面，跨过所述底(或相反)侧面返回，并附连到所述感应变压器的另一个极性的极。在这种情形中，感应线圈的两根柱中的电流流动具有相对于待加热制品相反方向的流动，并在电流通过线圈运行时完成电路。这种相反的电流流动可能消除由感应线圈产生的磁场，降低它加热钢的能力。在钢部件中的穿透深度由频率决定。低频装置例如1至10千赫通常分别被用于加热1"至3/8"厚的区段。100kHz至400kHz的更高频率的装置分别被用于加热例如1/16"至1/64"厚的更薄的区段。相消效应发生在被加热组件的不同厚度中，使得为了所述组件的最高效的加热必须选择适合的频率。在较薄工件中使用过低的频率将引起相消效应，其将阻止部件被加热到所需温度。精确的频率随应用而变，但是可以使用可商购的软件程序容易地确定，并且对于本领域技术人员来说是公知的。已充分认识到，对于以千瓦为单位度量的给定功率水平来说，较高频率的装置可能花费较低频率装置的两倍价格。

横向通量感应加热方法公知被用于加热较薄壁的工件，特别是钢片。较低频率的感应装置具有成本较低的益处。然而，在它们的几何构造的基础上，典型的横向通量配置在有效性、功率密度和它们以本发明所需的速率加热铁基合金的能力方面有限。尽管纵向通量加热线圈通常环绕工件并使用以相反方向流动的电流从两侧加热，但横向通量感应加热线圈倾向于在工件的单一侧面上起作用。在典型的横向通量线圈中，在离开感应变压器的一个电极后，它的铜电感器和它的电流流动将横向跨越钢片，沿着条材的长度纵向向上桥接，横跨所述钢片移动回来，然后向下返回到起点以连接到另一个变压器电极。一般来说，加热线圈的两个平行的铜电感器柱横向跨越所述钢，并且必须沿着钢条的长度分离开以防止它们的相反电流流动由于在钢条上利用相反的力起作用而消除它们在钢的同一侧面上的磁场。在某些情况下，可以将一对横向线圈同时施加到钢片的两个侧面。每对线圈的类似放置的平行柱具有相同方向的电流流动，因此提供了没有相消效应的有效加热方法。在这种情形中，钢片是两个线圈之间的对称面。然而，在两种情况下，将具有以相反方向流动的电流的线圈的横向铜电感器柱分离开的必要性，增加了沿着钢片的总体有效纵向距离，降低了线圈的有效功率密度，并增加了钢在高于奥氏体化温度下加热的总体持续时间。在几十年的研究后，横向通量感应对于本领域技术人员来说是公知的，但很少使用。

横向通量感应加热线圈的一种新发展已被证明在短的距离和时间框内以高的功率密度快速加热薄片金属中高度有效。在这种横向通量磁场应用的新设计中，影响钢条的线圈铜柱中的所有电流流动都以相同方向跨过钢条运行。由于不发生相消效应，因此不需要在这种横向通量感应加热中所需的沿着铁合金片的长度的纵向分离。为了实现这一点，将由感应加热线圈的电感器的铜极产生的电路分解成跨过多个柱，其中来自于所有柱的电流以相同方向跨过钢片流动。所述感应加热线圈从变压器的一个极处构建。首先使用较大横截面的柱，例如3/4平方英寸的铜管。一旦接近钢条，所述3/4平方英寸的管分枝成横跨钢条运行的多个3/8平方英寸的管。通常，至少一个3/8平方英寸的管必须平行于钢条相反侧面上的另一个3/8平方英寸的管，但是所有平行的分枝也可以都驻留在钢条的仅仅一个侧面上。可以从3/4平方英寸的主管分出其他3/8平方英寸的管状电感器柱，以在钢条的任一侧面上运行。将单个3/4平方英寸的管分枝成6个3/8平方英寸的电感器管，其中在钢条的每个侧面上各有3根管平行运行，这有效地工作以便为钢条提供热量。可以为初始工件和分枝两者使用不同几何形状的管，以便获得在钢条的相反侧面上运行的分枝的许多可能的组合。例如，另一种设计可以是在钢条的一个侧面上具有3个铜感应分枝，在钢条的另一个侧面上具有7个。甚至在钢条的一个侧面上具有20个分枝并在另一个侧面上具有100个分枝的情形，也是可能的。当维持功率密度和加热速率时，通常使用在较大距离上较多的分枝，在这种情形中纵向进料速率高于较少分枝情形中的较慢速率。这是因为快速加工所需的时间必须保持最少，以防止碳均质化和碳化物溶解。在所有情况下，不论在钢条的两个侧面上运行的分枝数目如何，在通过钢条后所述分枝再次汇合到一起并再次机械连接以最终附连到变压器的另一个电极，

通过使所有电流沿着感应加热线圈的管状分枝以相同方向流动，可以将所述分枝彼此紧邻放置，而没有电流以相反方向运行的电流流动系统所典型发生的不利的相消效应。通过作用于钢条的铜管的单向电流流动，与典型的传统横向通量感应加热的跨过钢条的反向电流流动相比，是一种革新。

在薄铁条中，传统的感应加热引起众所周知的在钢被加热时发生的横向宽度波纹的出现。这可能在钢的微结构从体心立方变化到奥氏体典型的面心立方时发生。通常提到的这种体积膨胀约为4％。尽管钢条可能局部变厚4％，但跨过条宽度的4％的膨胀更难管控。在几秒内被

奥氏体化的钢条中，比1.8mm更厚的条在加热时倾向于可控地向外、纵向并通过厚度膨胀，从而维持相对平坦性。然而，在1.2mm厚的钢条中，横向宽度膨胀压力造成局部横向波纹和变形。1.5mm厚的钢似乎是过渡性的，可能具有横向波纹，但没有达到1.2mm厚钢条的波纹的程度。例如，试验显示，1.2mm厚的600mm钢片将具有跨过宽度的7个波浪或波纹。在淬火后，这些波浪或波纹在钢条中采取永久定位的形式。对于平坦钢片的要求来说，这种波纹是不合乎需要的。

为了补救在

快速加热期间出现的钢条的横向宽度波纹，公开了机械矫直机和绝热矫直机。已显示，在感应线圈内或紧随其后引入耐热陶瓷约束物，可以控制钢条的膨胀。在一种情况下，将陶瓷矫直机放置在感应加热线圈的铜电感器之间和/或之后以接触钢，并且简单地不允许波纹出现。所有横向宽度膨胀被向外导向钢条的边缘，钢条在宽度的中间不形成波浪。这些陶瓷绝热矫直机可以采取滚筒或横跨钢条宽度的单个机械阻力挡块例如棘爪、刀片或垫片的形式。另一种方法是将陶瓷套管插入到感应线圈内部，其具有比待奥氏体化的钢条略微更宽和更厚的开口。通过使开口厚度仅仅比待奥氏体化的钢条厚约0.1mm至0.2mm，钢条形成波浪/波纹的空间将非常有限。或者，整个感应线圈可以被陶瓷涂层，并且当陶瓷涂层硬化时将钢条厚度加上最小运行间隙的间隔物作为模具保持在位。在涂层硬化后，可以将钢条取出，留下最小间隙用于待

奥氏体化的钢条通过。0.1mm至0.2mm的运行间隙仅仅是在宽度为600mm、速度为每分钟400mm的快速加工的经验基础上的估算值。在规模放大到更大宽度和更高进料速率后，可能需要作出修改。

消除钢片中横向宽度波纹的另一种方法是使用钢铁工业中的技术人员公知的激冷辊。所述辊可以由铜构造而成，并任选地通过它们的中心或通过向外部喷水进行水冷却。所述水冷却可用于从奥氏体化铁基合金移除热量并诱导向奥氏体子相的变换。此外，可以在铁片离开铜辊时向铁片的离开面喷水，以建立向奥氏体子相的变换。

通过在快速加工方法的快速加热循环期间碳化物在富含锰的周边区域中快速部分溶解，所述碳使残留奥氏体稳定，这是本发明的新特点。所有其他已知的产生残留奥氏体的方法依赖于现有的高碳富集或在初始淬火发生后在分配期间碳的迁移。当遵循本发明时，这些条件似乎都不是必需的。因此，不需遵照旧的现有技术组合物或方法，以非常理想的结果形成了新的微结构。

在快速加工后，新形成的钢的单个晶粒将具有新的性质。任选的磷将引起钝化层形成，它是抗腐蚀的。残留奥氏体区域作为高度延展性应变硬化组件来说是有价值的。当贝氏体与马氏体的比率为20-25体积％时，贝氏体与马氏体的组合将产生所谓的“极高强度”钢。未溶解的或部分溶解的碳化物的存在，作为坚硬耐磨组件以及作为断裂中断器以限制破裂状态来说是有价值的。

提出上面对本发明优选方面的描述是出于说明和描述的目的。它不打算是穷举性的或将本发明限制于所公开的具体形式。根据上面关于特定方面的教示，可以做出明显的修改和改变。所述方面的选择和描述是为了最好地说明本发明的原理及其实际应用，从而能够使本领域普通技术人员最好地利用本发明的各个不同方面并做出适合于所设想的特定应用的各种不同修改。

工业实用性

本发明在金属处理工业中具有实用性，并在钢处理应用中具有用于在大体积加工中加工和制造高强度钢的具体用途。

Claims (8)

1.一种生产能够使弯曲半径小于两个材料厚度的铁基合金的方法，该方法包括：

提供具有下限临界奥氏体化温度和奥氏体变换温度的铁基合金，

循环所述铁基合金温度高于和低于所述下限临界奥氏体化温度的步骤以产生残留奥氏体，

以100°F/秒到5000°F/秒的速率，从低于下限临界奥氏体化温度，将该铁基合金加热到高于下限临界奥氏体化温度的温度，直到高于奥氏体变换温度的温度，历时不到10秒；

将所述铁基合金奥氏体晶粒扩大到5至50微米或更大的尺寸；

以最高5000°F/秒的速率立即冷却所述铁基合金，以稳定化学和微结构非均质性；以及

单个奥氏体晶粒在淬火期间被化学上贫瘠的低碳区域中的低碳微结构在高温下的早期变换分在隔开的区域中，其中这些具有第一奥氏体变换相的隔开且细化的区域起到假晶界的作用，以基于它们的化学组成允许在较低温度下的进一步的次级奥氏体变换，

由此得到第二微结构，该第二微结构是非均质性的并且包含晶粒细化为2微米或更小的隔开的区域，并且能够使弯曲半径小于两个材料厚度，以及

所述方法进一步包括提供具有0.1重量％到2.0重量％的磷的铁基合金；以及重复循环高于和低于所述下限临界奥氏体化温度的步骤，引起磷向晶粒内部移动，因为磷倾向于避免与碳共同定位并且会引起主要由铁素体和未溶解的珠光体构成的晶粒内部变得富含磷，得到微结构，该微结构在得到的产品中提供腐蚀抗性并且没有晶界脆化。

2.根据权利要求1所述的方法，其在加热和冷却的循环工艺步骤之前进一步包括对所述铁基合金进行球化退火的额外步骤，使得在高于和低于所述下限临界奥氏体化温度的热循环期间，所述铁基合金内的碳和锰内容物向奥氏体晶界移动，由此从所述铁基合金内的任何预先存在的珠光体微结构区域产生碳化物。

3.根据权利要求1所述的方法，其中提供铁基合金的步骤另外包括提供具有0.1重量％到1.0重量％的铜的铁基合金，以有助于磷的腐蚀抗性作用。

4.根据权利要求1所述的方法，进一步包括使用激冷辊的额外步骤，所述激冷辊任选地通过它们的中心或通过向外部喷水进行水冷却，以消除当使用水冷却从奥氏体化铁基合金移除热量以诱导向奥氏体子相的变换期间铁片中横向宽度波纹。

5.一种制备具有晶界的残留奥氏体微结构的方法，该方法包括：

提供具有0.05重量％到0.45重量％的碳和0.2重量％到5重量％的锰的铁基合金，所述铁基合金具有下限临界奥氏体化温度和奥氏体化变换温度；

循环低于和高于所述铁基合金的下限临界奥氏体化温度以诱导奥氏体在晶界处沉淀，由于奥氏体对碳和锰两者元素具有更高的溶解性导致晶界奥氏体富集碳和锰，由此富集晶界区足以使在室温下稳定的奥氏体沉淀，

由此，富集晶界区沉淀的奥氏体冷却但是保持元素非均质性，

以及重复至少两次高于和低于所述下限临界奥氏体化温度的循环工艺，使得额外的碳和锰将继续富集晶界区，当允许缓慢冷却到室温时，得到微结构，该微结构在晶粒内部主要是铁素体和珠光体但是具有晶界沉淀奥氏体，该奥氏体由于其对碳和锰的局部富集而在室温下稳定；

以100°F/秒到5000°F/秒的速率，从低于下限临界奥氏体化温度，将该铁基合金加热到高于下限临界奥氏体化温度的温度，直到高于奥氏体变换温度的温度，历时不到10秒；

将所述铁基合金奥氏体晶粒扩大到5至50微米或更大的尺寸；

以最高5000°F/秒的速率立即冷却所述铁基合金，以稳定化学和微结构非均质性，

单个晶粒在淬火期间被化学上贫瘠的低碳区域中的低碳微结构在高温下的早期变换分在隔开的区域中，其中这些具有第一奥氏体变换相的隔开且细化的区域起到假晶界的作用，以基于它们的化学组成允许在较低温度下的次级奥氏体变换，

由此得到第二微结构，该第二微结构是非均质性的并且包含晶粒细化为2微米或更小的隔开的区域，并且能够使弯曲半径小于两个材料厚度，以及

所述方法进一步包括提供具有0.1重量％到2.0重量％的磷的铁基合金；以及重复循环高于和低于所述下限临界奥氏体化温度的步骤，引起磷向晶粒内部移动，因为磷倾向于避免与碳共同定位并且会引起主要由铁素体和未溶解的珠光体构成的晶粒内部变得富含磷，得到微结构，该微结构在得到的产品中提供腐蚀抗性并且没有晶界脆化。

6.根据权利要求5所述的方法，其在加热和冷却的循环工艺步骤之前进一步包括对所述铁基合金进行球化退火的额外步骤，使得在高于和低于所述下限临界奥氏体化温度的热循环期间，所述铁基合金内的碳和锰内容物向奥氏体晶界移动，由此从所述铁基合金内的任何预先存在的珠光体微结构区域产生碳化物。

7.根据权利要求5所述的方法，其中提供铁基合金的步骤另外包括提供具有0.1重量％到1.0重量％的铜的铁基合金，以有助于磷的腐蚀抗性作用。

8.根据权利要求5所述的方法，进一步包括使用激冷辊的额外步骤，所述激冷辊任选地通过它们的中心或通过向外部喷水进行水冷却，以消除当使用水冷却从奥氏体化铁基合金移除热量以诱导向奥氏体子相的变换期间铁片中横向宽度波纹。

Images