TW201812053A - 具有改良性質之雙相鋼 - Google Patents

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Abstract

本發明揭示一種用於處理雙相鋼板之方法。該方法包含：將該鋼板加熱至第一溫度(T1)；將該鋼板冷卻至第二溫度(T2)；將該鋼板轉變至第三溫度(T3)；及將該鋼板冷卻至室溫。T1至少高於該鋼板變態為沃斯田鐵及肥粒鐵時所處之溫度。T2低於麻田散鐵起始溫度(Ms )。至T2之冷卻速率足夠迅速以將至少某些沃斯田鐵變態為麻田散鐵。

Description

具有改良性質之雙相鋼
期望生產具有高強度及良好成形性特性之鋼。本發明係關於鋼組合物及用於使用熱處理技術生產鋼使得所得鋼展現高強度及/或冷成形性之處理方法。
使用組合物及經修改熱程序生產當前鋼，該經修改熱程序一起產生一般由肥粒鐵組成之所得微結構及一般包括麻田散鐵及變韌鐵(以及其他成分)之第二相。為實現此微結構，該組合物包含特定合金添加物且該熱程序包含熱浸鍍鋅/鍍鋅退火(HDG)或具有特定程序修改之其他熱程序。
本申請案主張2015年1月14日提出申請之標題為「Lean Dual Phase Steel with Improved Properties」之序列號為62/103,286之臨時專利申請案之優先權。序列號為62/103,286之申請案之揭示內容以引用方式併入本文中。 圖1展示典型熱浸鍍鋅熱量變曲線與經修改熱浸鍍鋅熱量變曲線之組合之示意性表示。經修改熱循環用於實現雙相鋼板中之高強度及良好成形性(下文更加詳細地闡述)。在與圖1中所展示之兩個熱循環一起使用之鋼板中，該鋼板在熱循環之後一般包括兩個相–主要為肥粒鐵之第一相，及第二相。應理解，本文中所使用之術語「第二相」一般用於係指一般包括主要為麻田散鐵以及一些變韌鐵之相。然而，亦應理解，此第二相亦可包含雪明碳鐵及/或剩餘沃斯田鐵中之任何一或多者。另外，應理解，儘管關於熱浸鍍鋅展示圖1，但在其他實施例中，可使用鍍鋅退火或其他熱浸塗佈程序。在又其他實施例中，完全省略熱浸塗佈程序且鋼板僅僅遭受如所展示之熱量變曲線。 圖1中之實線展示典型熱浸鍍鋅或鍍鋅退火熱量變曲線(10)之示意圖。如可見，典型熱量變曲線(10)涉及將鋼板加熱至峰值金屬溫度(12)且視情況使鋼板保持在峰值金屬溫度(12)達第一預定時間週期。在當前實例中，峰值金屬溫度(12)至少高於沃斯田鐵變態溫度(A1 ) (例如，雙相沃斯田鐵+肥粒鐵區域)。因此，在峰值金屬溫度(12)處，鋼之至少一部分(按體積)將變態為沃斯田鐵與肥粒鐵之組合。儘管圖1將彼峰值金屬溫度展示為僅僅高於A1 ，但應理解，在某些實施例中，峰值金屬溫度亦可包含高於肥粒鐵完全變態為沃斯田鐵時所處之溫度(A3 ) (例如，單相、沃斯田鐵區域)之溫度。 如上文所述，在典型熱量變曲線(10)中，鋼板保持在峰值金屬溫度(12)達第一預定時間量。應理解，鋼板保持在峰值金屬溫度(12)之特定時間量可因若干種因素而變化，諸如鋼板之特定化學性質，或在熱循環結束時鋼板中之第二相之所要容積量。另外，在某些情況中，保持在峰值金屬溫度(12)之時間可減小至零或接近零。在保持時間減小之情況中，峰值金屬溫度可增加以補償此減小。 一旦第一預定時間週期已消逝，典型熱量變曲線(10)便涉及迅速地將鋼板冷卻至中間溫度(14)。鋼板然後保持在中間溫度(14)達第二預定時間週期。一般而言，鋼板保持在中間溫度(14)達充足時間量以准許鋼板達到接近鋅槽之溫度之溫度。 仍參考典型熱量變曲線(10)，鋼板接下來插入至液鋅鍍鋅或鍍鋅退火桶中。在此階段期間，鋼板之溫度稍微減小至低於中間溫度(14)之槽溫度(16)。槽溫度(16)一般低於中間溫度(14)以避免在鋼板進入液鋅之後的浮渣形成。 鋼板保持在槽溫度(16)達鍍鋅之持續時間。在使用鍍鋅退火之情況下，鋼板在某一時間週期自槽移除且接著升高至退火溫度。槽溫度(16)之特定溫度至少高於鋅熔點(例如，419 ℃、787 ℉)。然而，應理解，在某些實例中，槽溫度(16)可取決於鍍鋅或鍍鋅退火槽之特定構形而甚至更高。亦應理解，在槽溫度(16)相對於鋅熔點較高之情況中，中間溫度(14)可保持與所展示相同，對應地提升，或甚至降低。 在鍍鋅或鍍鋅退火程序結束時，鋼板冷卻至低於麻田散鐵起始溫度(Ms )，藉此將至少某些沃斯田鐵變態為麻田散鐵。當然，如上文所闡述，其他成分可形成諸如變韌鐵、波來鐵或殘留沃斯田鐵。這些成分連同麻田散鐵之形成一起形成在本文中共同闡述為第二相之物項。如上文所闡述，儘管該第二相可含有麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵及/或殘留沃斯田鐵中之一或多者，但應理解，該第二相一般藉由主要為麻田散鐵之形成來表徵。 在某些例項中，對上文所闡述之典型熱量變曲線(10)之修改係合意的。舉例而言，由於典型熱量變曲線(10)中之鍍鋅或鍍鋅退火步驟，自峰值金屬溫度(12)至麻田散鐵起始溫度(Ms )之平均冷卻速率可不足以形成麻田散鐵之合意容積量–而是形成非麻田散鐵變態產物(例如，變韌鐵、雪明碳鐵、波來鐵及/或等等)。不管鋼板在鍍鋅或鍍鋅退火之後冷卻得多快，情形均如此。為計及此相對緩慢的平均冷卻速率，此程序中所使用之習用雙相鋼通常包含高合金含量以增加可硬化性且藉此避免非麻田散鐵變態產物之形成。然而，相對高合金添加物可由於增加之成本及減少之機械性質而為不合意的。因此，可期望修改上文所闡述之典型熱量變曲線(10)以在不具有高合金添加物之情況下維持雙相鋼中之所要麻田散鐵量。另外，下文所闡述之進一步修改(諸如自低於麻田散鐵起始溫度(Ms )重新加熱至中間溫度(14))可為合意的以改良諸如孔膨脹比(HER)或降伏強度之機械性質(不管合金添加物之特定量)。 在經修改熱量變曲線之當前實施例中，對機械性質之改良比預期的更顯著，尤其在考量相對短之回火時間(例如，鋼板曝露於鋅槽之持續時間)時。 如圖1中所展示，上文所闡述之典型熱量變曲線(10)可經修改以包含在上文所闡述之鍍鋅或鍍鋅退火步驟之前的淬火步驟(18)。如可見，此替代程序步驟一般相同於上文所闡述之程序步驟，惟與中間溫度(14)有關之程序步驟之部分除外。特定而言，替代將鋼板自峰值金屬溫度(12)淬火至中間溫度(14)，將鋼板自峰值金屬溫度(12)淬火至淬火溫度(20)。應理解，自峰值金屬溫度(12)至淬火溫度(20)之冷卻速率一般高得足以將在峰值金屬溫度(12)處形成之沃斯田鐵中之至少某些沃斯田鐵變態為麻田散鐵。換言之，冷卻速率足夠迅速以將沃斯田鐵變態為麻田散鐵而非在相對較低冷卻速率下形成之其他非麻田散鐵變態產物，諸如肥粒鐵、波來鐵或變韌鐵。 在當前實例中，淬火溫度低於麻田散鐵起始溫度(Ms )。淬火溫度(20)與麻田散鐵起始溫度(Ms )之間的差可取決於正使用之鋼板之個別組合物而變化。然而，在諸多實施例中，淬火溫度(20)與Ms 之間的差係足夠大的以形成主要為麻田散鐵之第二相。 一旦達到淬火溫度(20)，鋼板之溫度便維持在淬火溫度達預定淬火時間。由於麻田散鐵之形成幾乎係瞬間的，因此鋼板處於淬火溫度之特定時間量一般係不重要的。 在淬火至淬火溫度(20)之後，將鋼板重新加熱至中間溫度(14)或者處於或接近槽溫度(16)之另一溫度。在當前實例中，重新加熱係相對迅速的且可使用諸如感應加熱、噴燈加熱及/或此項技術中已知之其他方法之各種方法執行。一旦經重新加熱，便將鋼板插入至鋅槽中。在鋅槽中，鋼板將達到槽溫度(16)，如上文所闡述，其中鋼板將保留用於鍍鋅之剩餘部分。鋼板在鋅槽中之特定時間量很大程度上藉由鍍鋅/鍍鋅退火程序來判定。然而，應理解，在此時間期間，麻田散鐵係回火從而改良鋼板之機械性質。在使用鍍鋅退火程序之情況下，鋼板可在自槽移除之後經加熱至退火溫度。 儘管重新加熱步驟在本文中闡述為與諸如鍍鋅或鍍鋅退火之塗佈步驟有關，但應理解，此限制並非刻意的。舉例而言，在某些實例中，可僅僅執行重新加熱步驟且然後該程序可如下文所闡述而繼續。在此等實例中，鋼板保持在中間溫度(14)或槽溫度(16)，儘管實際上不經受鍍鋅或鍍鋅退火處理。另外，在某些實例中，鋼板可保持在相對於槽溫度(16)較低之溫度(例如，400℃)，此乃因在不施加鋅之情況下將鋼板加熱至鋅熔點是不必要的。鋼板可保持在此溫度達任何適合時間，如具有本領域普通技術之人士鑒於本文中之教示將明瞭。 一旦完成鍍鋅、鍍鋅退火或其他類似熱程序，鋼板便冷卻至室溫，如上文類似地闡述。因此，在當前實例中，首先將鋼板加熱至峰值金屬溫度(12)以形成沃斯田鐵及/或肥粒鐵。接下來，將鋼板自峰值金屬溫度(12)冷卻至淬火溫度(20)以形成麻田散鐵或第二相之其他成分。在淬火之後，將鋼板重新加熱至大致鋅槽溫度以用於鍍鋅或鍍鋅退火。最後，將鋼板冷卻至周圍溫度。 圖2展示典型熱量變曲線(10)之平均冷卻速率(30)對經修改以包含淬火步驟(18)之典型熱量變曲線(10)之平均冷卻速率(32)的比較。如可見，淬火步驟(18)實質上減小典型熱量變曲線(10)之平均冷卻速率。在其中本文中所闡述之方法用於連續鍍鋅/鍍鋅退火線中之實例中，平均冷卻速率可至少部分地取決於鍍鋅/鍍鋅退火線之饋送速度。舉例而言，在使用大約30米/分鐘之饋送速度之情況下，使用典型熱量變曲線(10)之平均冷卻速率係大約17℃/秒，而使用本文中之修改之平均冷卻速率係大約48℃/秒。在其中使用大約91米/分鐘之饋送速度之實例中，使用典型熱量變曲線(10)之平均冷卻速率係大約6℃/秒，而使用本文中所闡述之修改之平均冷卻速率係大約16℃/秒。在其中使用大約120米/分鐘之饋送速度之又其他實例中，使用典型熱量變曲線(10)之平均冷卻速率係大約4℃/秒，而使用本文中所闡述之修改之平均冷卻速率係大約12℃/秒。 不管所實現之特定冷卻速率如何，應理解，可如上文所闡述藉由重新加熱鋼板而實現鋼板之改良機械性質。可實現此等改良，不論鋼板包含習用雙相合金組合物還是本文中所闡述之具有相對低合金元素之組合物。 在其中實現經減小冷卻速率之實施例中，應理解，由於平均冷卻速率之減小，當將淬火步驟(18)添加至典型熱量變曲線(10)時更容易地形成麻田散鐵。由於條件更容易地形成麻田散鐵，因此鋼板中需要較少合金元素。因此，當淬火步驟(18)應用於上文所闡述之典型熱量變曲線(10)時，可用實質上較少合金元素對雙相鋼進行鍍鋅或鍍鋅退火。儘管具有較少合金元素，但鋼板可具有與僅使用典型熱量變曲線(10)處理之習用雙相鋼類似之後熱處理麻田散鐵含量。 應理解，在某些實例中，可期望修改典型熱量變曲線(10)使得在鍍鋅/鍍鋅退火之後而非之前執行淬火步驟(18)。可在圖3中看到一項此類實例。在圖3中，可在將鋼板迅速冷卻至低於麻田散鐵起始溫度(Ms )之情況下執行淬火步驟(18)，如上文類似地闡述。當如圖3中所展示在鍍鋅或鍍鋅退火之後執行淬火步驟(18)時，自峰值金屬溫度(12)至中間溫度(14)或槽溫度(16)之平均冷卻速率類似於圖2中所展示之典型熱量變曲線(10)之平均冷卻速率(30)。由於此係相對低冷卻速率，因此應理解，麻田散鐵形成將如在典型熱量變曲線(10)中類似地遭遇而減小。在具有較少麻田散鐵形成之情況下，可需要較高合金元素來實現合意麻田散鐵位準。因此，在鍍鋅或鍍鋅退火之後應用淬火步驟(18)將不實現與經減少合金含量相關聯之成本節省。然而，在鍍鋅或鍍鋅退火之後應用淬火步驟(18)仍將促進改良機械性質，諸如孔膨脹比(HER)及降伏強度。在某些實例中，對鋼板之機械性質之此等改良可比得上透過在鍍鋅或鍍鋅退火之前應用淬火步驟(18)實現之彼等改良。 在其中在鍍鋅或鍍鋅退火之後應用淬火步驟(18)之程序之某些變體中，亦可執行回火步驟(40)，其中在淬火步驟(18)之後將鋼板加熱至高於或低於麻田散鐵起始溫度(Ms )之預定溫度達預定時間週期。當使用此回火步驟時，平均冷卻速率亦類似於圖2中所展示之典型熱量變曲線(10)之平均冷卻速率(30)。因此，仍將需要高合金含量來形成主要為麻田散鐵之第二相。然而，此回火步驟進一步改良機械性質，諸如孔膨脹比(HER)及降伏強度。 鋼板可包含通常存在於習用雙相鋼中之各種合金元素。舉例而言，在某些實施例中，碳提供增加之強度。舉例而言，增加碳濃度一般降低Ms 溫度，降低其他非麻田散鐵成分(例如，變韌鐵、肥粒鐵、波來鐵)之變態溫度，且增加形成非麻田散鐵產物所需之時間。另外，經增加碳濃度可改良材料之可硬化性，因此將非麻田散鐵成分之形成保持在其中冷卻速率可局部地降低的材料之核心附近。然而，應理解，碳添加物可受限制，此乃因顯著碳濃度可導致對可銲性之不利效應。此外，在較大濃度中，碳可具有不利成形性效應。因此，碳含量一般保持在0.067至0.14重量%周圍。 在某些實施例中，錳藉由降低其他非麻田散鐵成分之變態溫度且增加麻田散鐵量而提供經增加強度。錳可藉由增加可硬化性而進一步改良鋼板形成麻田散鐵之傾向。錳亦可透過固熔體加強來增加強度。然而，錳以大濃度之存在可使成形性降級。因此，錳含量一般以大約1.65至2.9重量%之濃度存在。 在某些實施例中，進行鋁添加以提供去氧。然而，超出特定位準之鋁添加可導致成形性降級。因此，鋁一般以大約0.015至0.07重量%之濃度存在。 在某些實施例中，可添加矽以促進由主要為肥粒鐵及麻田散鐵組成之雙相結構。然而，當使矽增加至超出特定濃度時，鋅將不有效地黏附至鋼板。因此，矽一般以大約0.1至0.25重量%之濃度存在。 在某些實施例中，添加鈮以細化肥粒鐵晶粒。此晶粒細化係合意的以改良成形性且改良焊接品質。然而，若鈮濃度超過特定量，則鋼板之成形性將降級。因此，鈮一般以大約0至0.45重量%之濃度存在。或者，在某些實例中，鈮以大約0.015至0.45重量%之濃度存在。 在某些實施例中，添加釩以增加可硬化性及/或細化肥粒鐵晶粒。當經添加時，釩一般以小於或等於0.05重量%之濃度包含。 在某些實例中，添加鉻以改良成形性及焊接品質。然而，超過特定濃度之鉻添加物將導致低品質表面性質。因此，鉻可以大約0至0.67重量%或0.2至0.67重量%之濃度包含。 在其他實施例中，鉬可用於增加可硬化性。當使用鉬時，鉬可以大約0.08至0.45重量%之濃度包含。在其他實施例中，鉬之下限濃度進一步減小，或甚至完全消除。 在某些實施例中，添加鈦及硼以增加強度。應理解，在某些實施例中，鈦及硼可一起、彼此替代地單獨使用或可不使用任一元素。當使用鈦時，鈦以大約0.01至0.03重量%之濃度存在。當使用硼時，硼以大約0.0007至0.0013重量%之濃度存在。 在其他實施例中，可做出元素之濃度及所選擇之特定元素之變化。當然，在做出此等變化之情況下，應理解，此等變化可根據上文針對每一給定合金添加物所闡述之性質而具有對鋼板微結構及/或機械性質之合意或不合意效應。實例 1 用下文之表1中所陳述之組合物製成鋼板之實施例。 實例 2 用上文在表1中所陳述之組合物製成之鋼板之實施例經受機械測試。下文在表2中陳述表1中所陳述之選定數目個組合物之機械性質。表 2 表 1 之選定組合物之機械性質。 實例 3 用下文之表3中所陳述之組合物製成鋼板之實施例。表3中所展示之特定組合物基於表1中所陳述之組合範圍。表 3 化學組合物重量 % 。 實例 4 用上文在表3中所陳述之組合物製成之鋼板之實施例經受機械測試。下文在表4至15中陳述表3中所陳述之組合中物之每一者之機械性質。表 4 表 3 之合金編號 1 之機械性質。 表 5 表 3 之合金編號 2 之機械性質。 表 6 表 3 之合金編號 3 之機械性質。 表 7 表 3 之合金編號 4 之機械性質。 表 8 表 3 之合金編號 5 之機械性質。 表 9 表 3 之合金編號 6 之機械性質。 表 10 表 3 之合金編號 7 之機械性質。 表 11 表 3 之合金編號 8 之機械性質。 表 12 表 3 之合金編號 9 之機械性質。 表 13 表 3 之合金編號 10 之機械性質。 表 14 表 3 之合金編號 11 之機械性質。 表 15 表 3 之合金編號 12 之機械性質。 將理解，可對本發明做出各種修改，此並不背離本發明之精神及範疇。因此，應依據隨附申請專利範圍判定本發明之極限。
10‧‧‧典型熱浸鍍鋅或鍍鋅退火熱量變曲線/典型熱量變曲線
12‧‧‧峰值金屬溫度
14‧‧‧中間溫度
16‧‧‧槽溫度
18‧‧‧淬火步驟
20‧‧‧淬火溫度
30‧‧‧平均冷卻速率
32‧‧‧平均冷卻速率
40‧‧‧回火步驟
A1‧‧‧沃斯田鐵變態溫度
Ms‧‧‧麻田散鐵起始溫度
併入此說明書並構成此說明書之一部分之附圖圖解說明實施例，並與上文所給之一般闡述及上文所給之實施例之詳細闡述一起用於解釋本發明之原理。 圖1繪示HDG溫度量變曲線之示意圖，其中在鍍鋅/鍍鋅退火之前執行淬火步驟。 圖2繪示圖1之HDG溫度量變曲線，其中以幻影展示HDG溫度量變曲線之平均冷卻速率。 圖3繪示替代HDG溫度量變曲線之示意圖，其中在鍍鋅/鍍鋅退火之後執行淬火步驟。

Claims (25)

  1. 一種用於處理雙相鋼板之方法，該方法包括： (a) 將該鋼板加熱至第一溫度(T1)，其中T1至少高於該鋼板變態為沃斯田鐵及肥粒鐵時所處之溫度，以在該鋼板中形成至少某些沃斯田鐵； (b) 藉由以一冷卻速率冷卻而將該鋼板冷卻至第二溫度(T2)，其中T2低於麻田散鐵起始溫度(Ms )，其中該冷卻速率足夠迅速以將至少某些該沃斯田鐵變態為麻田散鐵； (c) 在將該鋼板冷卻至T2之後，將該鋼板轉變至第三溫度(T3)；及 (d) 將該鋼板冷卻至室溫。
  2. 如請求項1之方法，其進一步包括在將該鋼板轉變至T3之後對該鋼板進行熱浸鍍鋅或鍍鋅退火。
  3. 如請求項2之方法，其中該熱浸鍍鋅或鍍鋅退火在高於Ms 時發生。
  4. 如請求項1之方法，其中將該鋼板轉變至T3之該步驟包含將該鋼板自T2重新加熱至T3。
  5. 如請求項1之方法，其中將該鋼板冷卻至T2之該步驟足夠迅速以將實質上所有沃斯田鐵變態為麻田散鐵。
  6. 如請求項1之方法，其中該鋼板按重量百分比包括以下元素： 0.080%至0.1%碳； 1.7%至1.9%錳； 0.15%至0.25%矽； 0.02%或更少鉬； 0.015%至0.025%鈮； 0.2%至0.3%鉻；及 其餘為鐵及其他附帶雜質。
  7. 如請求項1之方法，其中該鋼板按重量百分比包括以下元素： 0.067%至0.080%碳； 1.65%至1.82%錳； 0.15%至0.25%矽； 0.16%至0.02%鉬； 0.001%或更少鈮；及 其餘為鐵及其他附帶雜質。
  8. 如請求項1之方法，其中該鋼板按重量百分比包括以下元素： 0.10%至0.12%碳； 2.1%至2.3%錳； 0.15%至0.25%矽； 0.003%或更少鈮； 0.2%至0.3%鉻；及 其餘為鐵及其他附帶雜質。
  9. 如請求項8之方法，其中該鋼板進一步包括0.25%至0.35%鉬。
  10. 如請求項1之方法，其中該鋼板按重量百分比包括以下元素： 0.10%至0.12%碳； 1.75%至1.9%錳； 0.15%至0.25%矽； 0.035%至0.45%鈮； 0.2%至0.3%鉻；及 其餘為鐵及其他附帶雜質。
  11. 如請求項10之方法，其中該鋼板進一步包括0.15%至0.2%鉬。
  12. 如請求項1之方法，其中該鋼板按重量百分比包括以下元素： 0.11%至0.13%碳； 2.4%至2.7%錳； 0.15%至0.25%矽； 0.35%至0.45%鉬； 0.004%或更少鈮； 0.3%至0.4%鉻；及 其餘為鐵及其他附帶雜質。
  13. 如請求項1之方法，其中該鋼板按重量百分比包括以下元素： 0.80%至0.10%碳； 2.0%至2.2%錳； 0.40%至0.50%矽； 0.04%至0.060%鈮； 0.2%至0.3%鉻；及 其餘為鐵及其他附帶雜質。
  14. 如請求項13之方法，其中該鋼板進一步包括0.30%至0.40%鉬。
  15. 如請求項1之方法，其中該鋼板按重量百分比包括以下元素： 0.09%至0.10%碳； 2.25%至2.42%錳； 0.10%至0.20%矽； 0.035%至0.045%鈮； 0.57%至0.67%鉻；及 其餘為鐵及其他附帶雜質。
  16. 如請求項15之方法，其中該鋼板進一步包括0.08%至0.12%鉬。
  17. 如請求項1之方法，其中該鋼板按重量百分比包括以下元素： 0.12%至0.14%碳； 2.7%至2.9%錳； 0.15%至0.25%矽； 0.004%或更少鈮； 0.3%至0.4%鉻；及 其餘為鐵及其他附帶雜質。
  18. 如請求項17之方法，其中該鋼板進一步包括0.35%至0.45%鉬。
  19. 如請求項1之方法，其中該鋼板按重量百分比包括以下元素： 0.11%至0.13%碳； 2.45%至2.60%錳； 0.420%至0.580%矽； 0.05%或更少鉬； 0.035%至0.045%鈮；及 其餘為鐵及其他附帶雜質。
  20. 如請求項19之方法，其中該鋼板進一步包括0.57%至0.63%鉻。
  21. 一種用於處理雙相鋼板之方法，該方法包括： (a) 將該鋼板加熱至第一溫度(T1)，其中T1至少高於該鋼板變態為沃斯田鐵及肥粒鐵時所處之溫度，以在該鋼板中形成至少某些沃斯田鐵； (b) 藉由以一冷卻速率冷卻而將該鋼板冷卻至第二溫度(T2)，其中T2低於麻田散鐵起始溫度(Ms )，其中該冷卻速率足夠迅速以將至少某些該沃斯田鐵變態為麻田散鐵； (c) 將該鋼板轉變至第三溫度(T3)；及 (d) 將該鋼板冷卻至室溫， 其中在將該鋼板轉變至T3之該步驟之後執行將該鋼板冷卻至T2之該步驟。
  22. 如請求項21之方法，其進一步包括在將該鋼板轉變至T3之後對該鋼板進行熱浸鍍鋅或鍍鋅退火。
  23. 如請求項22之方法，其中該熱浸鍍鋅或鍍鋅退火在高於Ms時發生。
  24. 如請求項21之方法，其中將該鋼板轉變至T3之該步驟包含將該鋼板自T1冷卻至T3。
  25. 如請求項21之方法，其中將該鋼板冷卻至T2之該步驟足夠迅速以將實質上所有沃斯田鐵變態為麻田散鐵。
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