生产双相铁素体 不锈钢带的方法 本发明涉及生产具有比常规生产的钢板或钢带优越的抗拉强度和维氏硬度的细晶双相铁素体-马氏体不锈钢板或钢带的方法，所述的钢板或钢带是使用快速加热到热处理温度的步骤，然后以足以使奥氏体转变为马氏体的速度冷却而进行生产的。本发明尤其是涉及生产双相铁素体-马氏体不锈钢板或钢带的方法，该方法通过使该钢板或钢带快速加热至1900-2250°F(1038-1232℃)范围的温度，并以足以使奥氏体转变成马氏体的冷却速度使其冷却，以使该钢板或钢带具有一般的均匀细晶粒度。
双相铁素体-马氏体不锈钢带的有益机械性能与成形性能的合乎要求的结合是特殊钢生产者公知的，而且利用该钢的这种性能使该钢生产者的用户获益。近年来，双相铁素体-马氏体不锈钢带在电子工业中，尤其是在计算机制造应用中的使用不断增长。随着电子工业的业务的激增，对双相铁素体-马氏体不锈钢板或钢带的需求，对这类除了由常规技术处理的，现在可得到的双相铁素体不锈钢不能稳定地提供改进成形性能外具有改进硬度、屈服和抗拉强度和延伸性能的钢板或钢带的需求增加。
因此，本发明地目的是提供一种具有机械性能优于用常规处理技术获得的双相铁素体-马氏体不锈钢板或钢带的生产方法。本发明的另一目的是提供一种具有合乎要求的机械性能的双相铁素体-马氏体不锈钢板或钢带的生产方法，而且该方法可快速进行，以使减少热处理时间、缩短热处理设备的长度和总的生产线的长度。
上述目的可通过本发明的快速热处理方法。即于图1中示意性说明的那种热处理方法来达到，其中在第一步骤中，将冷轧不锈钢，最好为板状或带状，在小于30秒内加热到热处理温度而进行处理。在第二步骤中，将加热的钢以足以使钢中的奥氏体转变成马氏体的冷却速度冷却，以便提供基本上是铁素体和马氏体的双相产物。如下文较佳实施方案的详述中所证实的那样，由本发明快速热处理方法生产的双相铁素体-马氏体不锈钢呈现出比常规生产的，由铁素体和马氏体双相构成的不锈钢板和钢带具有更高的抗拉强度和硬度，而对该钢的屈服强度和延伸性能无任何明显的有害作用。
为使由本方法生产的双相钢具有增强的抗拉强度和硬度，最好在小于30秒钟内将冷轧不锈钢加热到热处理温度。采用横向磁感应加热(“TFIH”)迅速将将钢加热到热处理温度也是优选的。较好的是将钢迅速加热到热处理温度的1900°F(1038℃)-2250°F(1232℃)范围内，该温度是在小于30秒而更好是在小于10秒的有限时间内达到的。按照一个较佳实施方案，可将钢以至少200°F/秒(111℃/秒)的加热速度加热到该温度。在一个最佳实施方案中，冷轧钢在达到该热处理温度后立即经受本方法的冷却步骤。
该方法最好用于AISI型400系列的不锈钢，更好是用于包括430型铬不锈钢在内的铁素体铬不锈钢。按照一个较佳实施方案，将本发明方法用于冷轧的AISI型430钢，最好是板状或带状形式，以提供双相铁素体-马氏体产品。现已发现，优良的双相产品是通过将冷轧T-430钢以小于10秒的达到温度的时间(“TTT”)将该钢快速加热到1900°F(1038℃)-2250°F(1232℃)的热处理温度范围内，然后，在达到该热处理温度后，立即冷却，最好在室温空气中冷却，以使奥氏体转变成马氏体。通过使用本发明处理冷轧T-430钢带的方法，可产生具有均匀的ASTM 8-9级晶粒度的，包含约30-40％马氏体的，和约220-270维氏硬度和约110-120ksi(758.4-827.3MPa)抗拉强度的双相铁素体-马氏体钢。这些性能优于通过用气体燃烧炉或电阻加热炉常规热处理T-430钢而产生的双相铁素体-马氏体产品的硬度和抗拉强度。与常规处理的产品相比，快速热处理产品的提高的抗拉强度和硬度对屈服强度和延伸性能没有产生明显的改变。因为快速热处理方法相对于常规热处理在钢板或钢带上是以每段直线距离较短时间内进行的，所以如果其它设备在热处理线上可提高速度，则可提高热处理线的生产率。
在考虑下文将详细讨论的较佳实施方案的基础上，并借助于以下附图将会了解和充分理解本发明的这些性能及其它的优点。
图1示意地说明本发明的制造双相铁素体-钢板或钢带的方法。
图2是显示表2中5#试样的微观结构的放大200倍的照片。
图3是按照本发明方法处理的表2试样的，作为实际峰值热处理温度的函数的平均维氏硬度值(VHN)的曲线图。
图4是按照本发明方法处理的表2试样的，作为实际峰值热处理温度的函数的屈服强度、极限抗拉强度和延伸率(％)的曲线图。
广义地说，本发明涉及一种示意性示于图1中的，用于生产由铁素体-马氏体双相组成的不锈钢板或钢带的快速热处理方法。按重量百分比，该钢可含约10-20％的Cr、≤0.30％的C，≤1.0％的Mn、≤1.0的Si、≤1.5％的Mo和余量的Fe及常规的炼钢残留杂质。
实施例1
制备18块2″宽、11″长(5.08×27.94cm)、0.0118″(0.2997cm)厚的冷轧(冷压缩56％)AISI型430钢钢带。该T-430钢的实验室分析化学成分示于表1。表1中的成分以合金总重的重量百分比表示。
表1
元素 ％(重量)
C 0.047
P 0.021
si 0.620
Ni 0.34
Cu 0.061
Sn 0.005
B 0.0005
Ti 0.002
Mn 0.450
S 0.0008
Cr 16.31
Mo 0.046
N 0.037
Pb 0.0004
Al 0.002
V 0.080
Co 0.026
Cb 0.009
将该18件冷轧T-430的试样以模拟横向磁感应加热的非常快速的时间达到温度来快速加热。在TFIH中，将钢带当其穿过感应器时几乎随时间线性地加热到峰值热处理温度。然后当钢带离开感应器时可通过辐射和对流使其冷却。选择TFIH以使试样快速加热，这部分地是因为，如果需要，冷轧带钢可以至少以200°F/秒(111℃/秒)而最快以1050°F/秒(583℃/秒)的加热速度被加热到所需的热处理温度。认为由TFIH提供的快速加热速度几乎没有对成核的奥氏体晶粒留下生长的时间。本发明人发现：由TFIH快速热处理的不锈钢带一般呈现细而均匀的晶粒度。所期望的是细而均匀的晶粒度将导致平面的各向异性明显下降，以提供改进的可成形性。可以相信，若需要，通过选择较高的热处理温度就可提供较大的晶粒尺寸。
当本发明采用ASTM晶粒度时，较大的数值指的是更细小的晶粒尺寸。
以TFIH加热金属带的工艺是为本技术领域中的普通技术人员所公知的，而且已由，如美国专利4,054,770、4,585,916、3,444,346、2,902,572、4,678,883及4,824,536所说明的。用TFIH将达到的实际加热速度取决于感应器的设计和运行参数，这包括感应器的额定功率、目标温度、带的厚度及线速度。以选定的通过量速度来达到将不锈钢带或板满意地加热到要求的热处理温度，并避免产生会引起的例如返修、弯曲或其它的不希望有的作用的跨越钢带宽度的不均匀的温度，出于本发明的目的，该速度可在本领域中普通技术人员所知的范围内选取，使所用的频率和功率合适的组合并适当使用感应器磁极片的屏蔽和成形。
虽然该较佳实施方案用TFIH提供不锈钢试样快速热处理，但可以理解的是，任何可将钢带或钢板在小于约30秒的时间内快速加热到形成奥氏体的热处理温度的任何可变更方法都可用于本发明的工艺中。可以确信，这种快速加热的不同的方法包括纵向或螺线感应加热、直接电阻加热和高射频加热。
为了精确地模拟通过TFIH使全尺寸的钢带热处理，使用Gleeble 2000TSThermal System(由Poestenkill的Dynamic Systems，Inc.New York分销)将试样加热到热处理温度。该Gleeble系统可在不同的条件下，用恒定的加热速度将试样加热到目标温度，并通过幅射和空气对流使加热的试样冷却。在建立Gleeble系统的程序后，将18件T-430钢带试样加热到1900°F(1038℃)-1950°F(1066℃)、2000°F(1093℃)、2050°F(1121℃)、2100°F(1149℃)和2150°F(1177℃)的目标温度，对于每个目标温度，提供2，4或8秒中之一的TTT加热速度。达到峰值温度后，将该加热的试样立即空冷，接着进行金相检验和机械性能检测。
因为在Gleeble系统上用以模拟TFIH加热的加热速度与在Gleeble系统上进行的一般热处理周期模型相比要高得多，所以需要非常大的输入功率。尽管因有多次的试验误差而适当地调整了该Gleeble系统的周期程序及功率设定以提供精确的TFIH热处理周期模型，但每次运行的峰值温度的精确控制仍有些难于达到。为确定试样的真实的峰值温度，利用Gleeble系统的数据获取性能，并从收集的数据中记下真实的峰值温度。尽管精确命中目标加热温度有些困难，但每次运行的真实峰值温度都非常接近该目标温度。在每次运行中，在达到预定的峰值温度后立即将试样冷却。
表2列出用Gleeble系统快速热处理18个T-430钢板卷的目标温度、实际峰值温度、TTT及金相和机械性能。屈服强度、极限抗拉强度及延伸率都是以纵向测定的。
如表2所示，在1899-2150°F(1037-1177℃)的实际峰值温度范围中屈服强度的范围为56.4-61.3ksi(388，86-422.65MPa)而极限抗拉强度的范围为112.9-119.3ksi(778.42-822.54MPa)。
通过本领域技术人员已知的方法确定马氏体的百分比，即用目测法测定。目测可通过在100x-1000x范围的放大倍数内操作的Nikon牌金相显微镜下完成，所述的放大倍数取决于钢带的尺寸及结构中的马氏体含量。
表2 试样号 目标温度 (°F) 实际峰值温度 (°F) TTT (秒) 晶粒度 (ASTM) 马氏体 (％) 硬度VHN 屈服 强度 (ksi) 极限抗 拉强度 (ksi)延伸率 (％) E(106) 1 2 3 平均 1 1900 1912 2 9 40 260.0 238.0 275.5 257.8 56.4 112.9 20.0 27.7 2 1900 1914 4 9 40 259.5 274.5 264.0 266.0 58.2 114.4 17.0 27.1 3 1900 1899 8 9 40 251.0 259.5 259.5 256.3 58.6 114.9 18.0 27.1 4 1950 1948 2 9 40 248.0 258.5 263.0 256.5 61.0 117.4 17.5 28.4 5 1950 1948 4 9 40 246.0 242.0 244.0 244.0 59.2 116.7 17.5 27.9 6 1950 1947 8 9 40 247.0 239.0 240.0 242.0 59.8 116.7 18.5 28.4 7 2000 2002 2 9 40 228.0 230.0 236.0 231.3 59.6 117.6 16.5 28.7 8 2000 2004 4 9 40 241.0 230.0 229.0 233.3 60.6 118.3 18.0 27.5 9 2000 1990 8 9 40 269.0 266.0 270.0 268.3 61.0 119.3 17.5 28.6 10 2050 2042 2 9 40 245.5 245.5 258.5 249.8 61.0 117.9 18.0 27.5 11 2050 2048 4 9 40 247.0 257.0 253.0 252.3 61.2 119.2 18.5 27.2 12 2050 2062 8 9 40 244.0 248.0 259.0 250.3 61.3 119.0 18.0 28.7 13 2100 2087 2 9 40 222.0 232.0 233.0 229.0 58.9 117.0 16.5 27.5 14 2100 2101 4 9 40 247.0 246.0 242.0 245.0 60.3 118.3 19.0 27.9 15 2100 2112 8 9 40 241.0 238.0 243.0 240.7 61.0 118.5 17.5 27.8 16 2150 2148 2 9 40 238.0 247.0 233.0 239.3 59.4 117.9 16.5 29.0 17 2150 2144 4 9 40 239.0 235.0 245.0 239.7 60.2 119.2 17.5 29.4 18 2150 2150 8 9 40 232.0 232.0 231.0 231.7 60.4 118.0 17.0 28.7
作为试样1-18与常规处理的双相钢带的晶粒度和机械性能对比的基础，表3列出了按常规方式生产的双相铁素体-马氏体型T-430钢的343不同钢卷性能的统计数据。打算将按常规方式生产的双相钢材的钢卷用来表明在冷轧之后，在以大约20～30秒将钢带加热到热处理温度的燃气炉或有耐火衬的电阻加热炉中用连续热处理工序热处理此钢带以产生奥氏体。常规方式处理的双相430型不锈钢一般在1875°F(1024℃)下热处理，然后通过吹隋性气体气流冷却，以使形成马氏体。
表3 试样号 平均值 标准偏差 最小 最大 晶粒度 (ASTM) 343 7.9 0.4 6.0 9.0 硬度 (VHN) 343 221.4 8.7 210.0 244.0 屈服强度 (ksi) 343 61.4 4.9 48.5 79.0 极限抗 拉强度(ksi) 343 91.6 3.8 80.0 104.5 延伸率 ％ 343 18.51 1.9 9.5 26.0
图2是说明以4秒的TTT被加热到实际峰值温度1984°F(1064℃)的GIeeble热处理的5#试样的显微结构的放大200x的显微照片。该显微照片中的白色区域是铁素体基体，而暗色区域是马氏体相。马氏体相约占显微结构的40％。可以确定：在被研究的温度范围内改变快速热处理工艺的目标温度和TTT，对该合金的金相组织没有可查觉的影响。用ASTME 112对比法，确定各Gleeble热处理试样的晶粒度，无论目标温度和TTT如何，晶粒度基本上是均匀的ASTM9.0(或14微米)，而在铁素体基体中约有40％的马氏体。可以确信，通过本发明的快速热处理工艺所达到的马氏体与铁素体之比可通过控制钢的化学成分而调整，并以这种方法可达到钢的机械性能的进一步改进。
虽然通过辐射和空气对流使18个Gleeble热处理试样空冷，但预料用本发明方法快速热处理的钢板或钢带可用任何已知的冷却方法冷却，只要该法可提供足以使奥氏体转变为马氏体的冷却速度。换言之，该冷却方式不是严格的，并例如可包括自然对流，或采用空气、氢或惰性气体的强制对流。
图3是作为峰值热处理温度函数的，列于表2中的平均维氏硬度值(VHN)的曲线图。用Wilson Series 2000仪器测量VHN。图3还包括以表3所列的，常规热处理双相T-430钢带的平均维氏硬度值描绘的实直线，和以从表3中的平均维氏硬度值加上和减去两个标准偏差(平均值+2σ及平均值-2σ而绘出的虚直线。应注意：虽然在图3中出现了实的和虚的直线，但不应将它们解释为是在x轴上列出的热处理温度的函数。在18个Gleeble热处理试样的每一个中，在所研究的温度范围内快速热处理产生双相铁素体-马氏体材料，其硬度水平大于表3中记载的，常规处理的T-430钢钢卷的221.4VHN平均值。由本发明快速热处理方法所产生的硬度的提高，在1900-2000°F(1038-1260℃)的温度范围内尤为明显，在该范围，硬度值最高达到266VHN。
图4是作为实际峰值热处理温度的函数的，该18个Gleeble热处理试样中的每一个的屈服强度、极限抗拉强度及延伸率的曲线。与图3一样，在图4中取自表3的，经常规处理的T-430钢卷的机械性能平均值用直线给出，而虚线表示对各种性能平均值加上或减去两个标准偏差(±2σ)。图4表示了本发明快速热处理方法在试验的温度范围内将Gleeble热处理的T-430试样的极限抗拉强度都提高到平均117.4ksi。这表明比常规热处理双相T-430产品的，列于表3中的平均极限抗拉强度91.6ksi提高了28.2％。图4还表明：相对于按常规热处理的双相T-430产品而言通过本发明方法提高了极限抗拉强度，而对带钢的屈服强度和延伸率没有有害的影响。从Gleeble热处理试样中所收集的全部屈服强度和延伸率值均落在表3的平均值周围，而且在按常规热处理的双相T-430产品计算的±2σ界限之内。实施例2
以类似于实施例1的方式将得自9炉的，示于表4试样19-34的、16个钢卷试样的类似的T-430钢进行另外的TFIH热处理模拟。该热处理过程为快速加热至2050°F(1121℃)。其TTT速度为4秒。加热到该温度后，经辐射和对流将试样空冷至室温，然后对晶粒度、马氏体％和维氏硬度进行金相评价。总之，本发明快速热处理工艺产生了ASTM范围为8.0-9.0的晶粒度，范围为27-33％的马氏体及平均224 VHN的维氏硬度。虽然比实施1的该值稍低，但这些性能仍明显优于常规的性能。
表4 试样号 目标温度 (°F) 实际峰值温度 (°F) TTT (秒) 晶粒度 (ASTM) 马氏体 (％) 硬度 (VHM) 19 2050 2050 4 8.0-8.5 -27 220 20 2050 2047 4 8.5-9.0 -32 226 21 2050 2031 4 8.5-9.0 -30 225 22 2050 2050 4 8.5-9.0 -30 224 23 2050 2048 4 8.5-9.0 -30 225 24 2050 2048 4 8.5 -30 226 25 2050 2052 4 8.5 -30 227 26 2050 2050 4 8.0-8.5 -30 220 27 2050 2063 4 8.0 -30 230 28 2050 2059 4 8.0 -30 229 29 2050 2051 4 8.0 -30 220 30 2050 2046 4 9.0 -30 221 31 2050 2052 4 8.5 -33 224 32 2050 2050 4 8.5 -30 217 33 2050 2057 4 8.5-9.0 -33 224 34 2050 2059 4 6.5-9.0 -33 228
本发明的快速热处理方法使双相铁素体-马氏体钢的机械性能比以常规方法处理的双相材料有显著的改进。尤其是在1900-2150°F(1038-1177℃)的温度范围内快速热处理的T-430钢将产生具有均匀分布的ASTM8-9级晶粒度及约30-40％马氏体的双相铁素体-马氏体产品。由本发明方法产生的双相T-430产品与常规处理的T-430相比，具有优越的硬度(220-270 VHN)和优越的抗拉强度(112.9-119.3KSi)，而对屈服强度和延伸率性能没有有害影响。
虽然在上面较佳实施方案的陈述中，将本发明快速热处理方法用于冷轧T-430铁素体钢带，确信，任何适宜的冷轧不锈钢板或钢带，包括AISI 400型系列都可用本发明的快速热处理方法以产生由铁素体和马氏体构成的，并具有比按常规热处理工艺生产的双相铁素体-马氏体钢具有改善的机械性能的双相产品。因此，尽管本发明方法是结合上述较佳实施方案描述的，但要理解，本发明方法还可用于不同的原料，并在不偏离本发明范围下可以对上述方法进行修改。