专利名称：具有群集－板晶马氏体/奥氏体微观结构的冷加工钢的制作方法
相关申请交叉引用本专利申请要求于2002年11月19日提交的美国在先专利申请60/427830的优先权。在先专利申请60/427830的内容以其整体内容作为本说明书所引用的参考文献。
背景技术：
1、发明领域本发明涉及低碳和中碳钢合金技术，特别是那些具有高强度与韧性的钢合金，以及这些合金的冷成形。
2、现有技术说明加工高性能钢的重要步骤是冷加工，通常包括由拉延，挤压，冷锻或轧制过程进行一系列压缩和/或膨胀。冷加工导致钢发生塑性变形，在使钢形成最终应用形状时产生应变硬化。冷加工，对于钢丝是通过拉丝实现的，通常是以具有中间热处理的连续步骤进行的，对于钢丝其术语是“铅浴淬火”。
高强度钢丝是一种高性能钢，适合于各种工程应用，包括轮胎帘线，钢丝绳，和用于预应力混凝土配筋的股绳。高强度钢丝中最常用的钢是中碳或高碳钢。在形成钢丝的典型过程中，需要在若干步骤中冷拉具有珠光体微观结构的热轧棒，通过中间铅浴淬火处理软化用于继续冷拉的珠光体。比如可以在若干步骤中将大约5.5毫米直径的热轧棒粗拉至直径大约为3毫米。然后可以在850-900℃进行铅浴淬火，使钢奥氏体化，随后在500-550℃使钢转变成珠光体薄片。然后将钢浸泡在盐酸中，除去铅浴淬火时形成的锈皮。浸泡之后是若干进一步拉延步骤，使直径缩小到大约1毫米，然后进一步铅浴淬火和浸泡。然后分若干步骤进行最终拉延直到要求的最终直径，比如是大约0.4毫米，获得强度等要求的性质。随后根据最终用途作进一步处理，比如捻股。
初始铅浴淬火处理的目的是形成具有薄片珠光体结构的线材，要求低转变温度。为了实现要求的温度控制，通常在熔融铅浴中进行该过程。在随后的拉延步骤中，拉延线材至真应变(定义如下)为6-7，从而获得大约3000兆帕的高强度。对于传统珠光体线材，只有通过一系列铅浴淬火处理才能获得这些高应变和强度。没有这些铅浴淬火处理，冷拉会导致珠光体薄片出现切变裂缝。由于需要使用熔融铅浴，所以整个过程成本很高，也会对环境造成损害。
冷加工还被用于制造可膨胀钢管，即就地膨胀的管道，有时是在地下。
近来钢合金领域的发展成果是形成含有交错排列的马氏体与奥氏体相的微观结构，其中的马氏体以被奥氏体薄膜分隔的板晶形式存在。微观结构是熔融晶粒，单个晶粒中含有被奥氏体薄膜分隔的若干马氏体板晶，在某些情况下，有一个奥氏体外壳包裹每个晶粒。这些结构被称为“位错板晶马氏体”结构或“群集-板晶马氏体/奥氏体”结构。公开这些微观结构的专利如下所述，都以其整体内容作为参考文献4170497(Gareth Thomas和Bangaru V.N.Rao)，根据1977年8月24日提交的申请于1979年10月9日公布。
4170499(Gareth Thomas和Bangaru V.N.Rao)，根据1978年9月14日提交的申请于1979年10月9日公布，这一申请是上述1977年8月24日所提交申请的继续。
4671827(Gareth Thomas，Nack J.Kim和Ramamoorthy Ramesh)，根据1985年10月11日提交的申请于1987年6月9日公布。
6273968B1(Gareth Thomas)，根据2000年3月28日提交的申请于2001年8月14日公布。
虽然这些微观结构都能提供某些性能优势，比如高耐腐蚀性，但是至今还不知道当这些微观结构存在时，能否简化或删除常用于钢合金的加工步骤。
与本发明具有进一步潜在关系的是公开不使用铅浴淬火对钢棒和线材进行冷加工的两份美国专利。这些专利是4613385(Gareth Thomas和Alvin H.Nakagawa)，根据1982年12月9日提交的申请于1986年9月23日公布。
4619714(Gareth Thomas，Jae-Hwan Ahn和Nack-Joon Kim)，根据1984年11月29日提交的申请于1986年10月28日公布，这一申请是上述1984年8月6日所提交申请的继续。
这些专利也以其整体内容作为参考文献。认为这些专利中的钢微观结构不同于前述四项专利。
发明概述现已发现群集-板晶马氏体/奥氏体微观结构的独特之处在于其结晶学特征，以及这些特征如何使其对冷加工产生反应。由于这种微观结构的高位错密度和结构中的应变很容易在马氏体与奥氏体相之间移动，所以冷加工使微观结构具有包括高拉伸强度的独特力学性能。结果是，无需中间热处理就能对这些合金进行冷加工，同时仍然能获得可与经过具有中间热处理的冷加工加工而成的传统钢合金匹敌的拉伸强度。对于具有群集-板晶马氏体/奥氏体微观结构的钢丝，本发明发现无需中间铅浴淬火处理就能进行冷加工。因此在本发明中，对于具有群集-板晶马氏体/奥氏体微观结构的碳钢合金，即微观结构中包括与残余奥氏体薄膜交错的马氏体板晶的碳钢合金，优选不进行中间热处理，而冷成形至这样的缩减其足以获得大约150千磅力/平方英寸或更高的拉伸强度，相当于大约1085兆帕(即，牛顿/平方毫米)或以上。冷加工至2000兆帕(290千磅力/平方英寸)或以上的拉伸强度是特别有意义的，事实上采用本发明的方法，能够获得3000兆帕(435千磅力/平方英寸)以及高达4000兆帕(580千磅力/平方英寸)的拉伸强度。这些数值是近似的；精确至千分之一的换算因子是6.895兆帕等于1千磅力/平方英寸。
本发明的优点能被推广到不含铁氧体或含有少量铁氧体的简单群集-板晶马氏体/奥氏体微观结构，还可以推广到包括与铁氧体晶粒熔凝的群集-板晶晶粒的微观结构，推广到这些结构的变体，包括群集-板晶晶粒被奥氏体外壳包裹的结构，不含相间碳化物沉淀的结构，以及其中的奥氏体薄膜具有均匀取向的结构。与上述专利4613385和4619714所公开的内容来看，发现群集-板晶马氏体/奥氏体微观结构能对冷加工产生这种反应是令人吃惊的，因为这些专利的微观结构中的铁氧体具有低于马氏体的屈服强度。结果是，铁氧体优选吸收冷加工产生的应变，而马氏体不会对冷加工产生反应，直到铁氧体相被加工硬化至高于马氏体屈服强度的程度。在本发明所述微观结构中，较低含量的铁氧体，或不含铁氧体，导致马氏体在冷加工过程的较早阶段吸收应变。马氏体和铁氧体在晶体结构和硬化行为方面是完全不同的。
通过以下具体说明，能够更好地理解本发明的这些和其他特征，目的，优点和实施例。
附图简要说明
图1是两相群集-板晶马氏体/奥氏体微观结构的两种钢合金经过本发明不包括中间热处理的冷加工之后的拉伸强度对真总应变的图。
图2是三相群集-板晶马氏体/奥氏体/铁氧体微观结构的三种钢合金和两相群集-板晶马氏体/奥氏体微观结构的一种钢合金经过本发明不包括中间热处理的冷加工之后的拉伸强度对真总应变的图。
发明和优选实施例的具体说明实施本发明的冷加工时，可以使用现有其他钢合金和微观结构领域中所用的冷加工技术与设备。对于初轧方坯、坯锭、型钢、板坯或薄板形式的合金，冷加工中可以包括在压辊或其他压制装置之间轧钢，减小其厚度并拉伸其长度。通过轧制进行冷加工时，可以多次通过轧机进行多次缩减。对于棒状或线状工件，冷加工可以包括冷拉或挤压通过拉模。对于多次缩减，工件被挤压通过一系列递次缩小的拉模。用位于环形拉模内部的心轴，拉延钢材通过该拉模，能够获得管材。对于多次操作，用位于已拉延管道中的心轴将该管道进一步拉延通过更小的环形拉模。
进行冷加工的温度低于发生重结晶的最低温度。因此恰当的温度不会在钢中引发任何相变。对于碳钢，重结晶通常在大约1000℃(1832°F)发生，因此进行本发明的冷加工时最好低于该温度。优选在大约500℃(932°F)或以下的温度进行冷加工，更优选是大约100℃(212°F)或以下，最优选是大约25℃的环境温度以下。
冷加工可以进行一次或者连续进行多次。这两种情况下，可以进行中间热处理(即，对于钢丝是指“铅浴淬火”)，进一步提高性质，但是仅由冷加工产生的性质是足够高的，不需要进行中间热处理，优选不进行中间热处理。每次的缩减率对本发明并非关键，可以各不相同，但是缩减率应当大到足以避免使钢硬化到在缩减总量较小情况下发生破裂的程度。在大多数情况下，优选的每次缩减率至少是约20％，更优选是每次至少约25％，最优选是每次大约25％到50％。每次的缩减率至少部分取决于以下因素模切角和拉延效率系数。模切角越大，避免发生中心开裂所需要的最小缩减率越大。但是拉延效率系数越低，则具有给定应变硬化指数的钢材最大缩减率越低。通常要在这两种竞争因素之间取得折中。在最终产品的拉伸强度方面，优选进行冷加工使拉伸强度在大约150到500千磅力/平方英寸范围内。
本发明的方法可以应用于如以上引用专利所述的具有群集-板晶马氏体/奥氏体微观结构的碳钢合金，以及于2001年12月15日提交的美国专利申请10/017847(名称为“三相纳米复合钢”，发明人为Kusinski，G.J.，Pollack，D.和Thomas，G.)和于2001年12月14日提交的10/017879(名称为“纳米复合马氏体钢”，发明人为Kusinski，G.J.，Pollack D.和Thomas，G.)中所述的碳钢合金，这些专利申请都以其整体内容作为参考文献。要能形成群集-板晶马氏体/奥氏体微观结构，合金组合物通常具有大约300℃或以上的马氏体开始转变温度Ms，优选是350℃或以上。虽然合金元素通常会影响Ms，但是对Ms产生最大影响的合金元素是碳，通过将合金的碳含量限制在0.35重量％以下能够获得Ms大于300℃的合金。在本发明的优选实施例中，碳含量在大约0.03到0.35％的范围内，在更优选的实施例中，该范围是大约0.05到0.33％，这些百分比都是重量百分比。其他合金元素，比如钼、钛、铌和铝的含量足以作为形成细晶粒的成核位置，但是其浓度又低至足以避免影响完成合金的性质。其浓度还应当低至足以避免形成内含物和其他大沉淀，这会使钢材容易发生早期断裂。在本发明的某些实施例中，含有一种或多种奥氏体稳定元素是有利的，比如氮、锰、镍、铜和锌。其中特别优选的是锰和镍。存在镍时，优选镍浓度在大约0.25到5％的范围内，存在锰时，优选锰浓度在大约0.25到6％的范围内。在本发明的许多实施例中还含有铬，存在铬时，其浓度优选是大约0.5到12％。这里的所有浓度都是重量百分比。
本发明某些实施例的合金中除了群集-板晶马氏体/奥氏体晶粒之外还包括铁氧体相(三相合金)，其他合金中只含有群集-板晶马氏体/奥氏体晶粒，不包括铁氧体相(两相合金)。总的来说，是否存在铁氧体相由初始奥氏体化阶段中的热处理种类决定。选择恰当的温度，可以将钢转变成简单奥氏体相或含有奥氏体与铁氧体的两相结构。另外，可以对合金组合物进行选择或调节，在从奥氏体相的合金初始冷却阶段中形成铁氧体，或者避免在冷却时形成铁氧体，即在进一步冷却奥氏体形成群集-板晶微观结构之前，避免形成铁氧体晶粒。
如上所述，在某些情况下使用具有群集-板晶马氏体/奥氏体微观结构的合金是有利的，其中单个群集-板晶晶粒中的奥氏体薄膜都几乎是相同取向的，虽然晶体取向可以各不相同，或者单个群集-板晶晶粒中的奥氏体薄膜都具有相同的晶面取向。通过将晶粒粒径限制在10微米或以下，能够达到后一个目的。优选这种情况下的晶粒粒径在大约1到10微米的范围内，最优选是大约5到9微米。
制备不含铁氧体的两相群集-板晶马氏体/奥氏体微观结构(即“两相”微观结构)时，首先选择合金组分，并以恰当比例将这些组分混合。然后在足够长的时间和足够高的温度下对混合组分进行均质化(“均热”)处理，形成所有元素和组分都处于固溶体状态的均匀奥氏体结构。温度高于奥氏体重结晶温度，但是优选处于能形成非常细晶粒的水平。奥氏体重结晶温度通常随合金组成变化，但是对本领域技术人员而言总体来说是显而易见的。在大多数情况下，在800到1150℃范围的温度下进行均热处理能够获得最好的结果。在该温度下可以对合金进行轧制、锻造或组合操作。
完成均质化之后，对合金进行冷却和晶粒细化的组合操作，直到获得要求的晶粒粒径，如上文所述是各不相同的。可以分步骤进行晶粒细化，但最终晶粒细化通常是在高于或接近奥氏体重结晶温度的中间温度下实现的。首先在均质化温度下轧制合金，产生动力重结晶，然后冷却至中间温度，再次轧制进一步动力重结晶。中间温度在奥氏体重结晶温度和比该其高大约50℃的温度之间。对于奥氏体重结晶温度是大约900℃的合金组合物，优选将合金冷却至大约900到950℃之间的中间温度，最优选在大约900到925℃之间。对于奥氏体重结晶温度是大约820℃的合金组合物，优选中间温度是大约850℃。还可以采用锻造或本领域技术人员已知的其他方法实现动力重结晶。动力重结晶产生10％或以上的晶粒粒径缩减率，在许多情况下，晶粒粒径缩减率是大约30到90％。
获得要求的晶粒粒径之后，将合金从高于奥氏体重结晶温度冷却至马氏体开始转变温度Ms进行淬火，然后通过马氏体转变区域，使奥氏体晶体转变成群集-板晶马氏体/奥氏体微观结构。奥氏体晶体中存在铁氧体晶体时，转变只在奥氏体晶体中发生。最佳冷却速率随合金化学组成以及可硬化性能而变化。制得群集与轧制阶段制得的奥氏体晶粒具有大致相等的较小粒径，但是只有这些晶粒中残余的奥氏体位于薄膜中，在某些情况下是位于包裹每个群集-板晶晶粒的外壳中。当奥氏体薄膜在晶体取向上发生单一变化时，通过控制过程能获得小于50微米的晶粒粒径。
也可以只通过热处理实现晶粒细化，代替动力重结晶，达到要求的晶粒粒径。使用这种方法时，按照前段中所述对合金进行淬火，然后再次加热至大约等于奥氏体重结晶或略低的温度，再次淬火，达到或回到群集-板晶马氏体/奥氏体微观结构。优选再次加热温度比奥氏体重结晶温度高大约50℃以内，比如是大约870℃。
按照本领域中已知的方法进行以下加工步骤加热合金组合物至奥氏体相，采用受控轧制或锻造冷却合金获得要求的缩减率和晶粒粒径，使奥氏体晶粒淬火通过马氏体转变区域获得群集-板晶结构。这些方法包括铸造、热处理、和合金热作，比如锻造或轧制，随后在受控温度下精整，实现最佳晶粒细化。受控轧制起到各种作用，包括帮助合金元素扩散，形成均匀的奥氏体晶相并储存晶粒中的应变能量。在该方法的淬火步骤中，受控轧制使新形成的马氏体相转变成被残余奥氏体薄膜分隔的马氏体板晶的群集-板晶排列。轧制缩减率各不相同，这对本领域技术人员是显而易见的。优选尽快进行淬火，避免形成有害的微观结构，包括珠光体、贝氏体和颗粒或沉淀，特别是相间沉淀，和形成颗粒，包括形成不利的碳化物与碳氮化物。在群集-板晶马氏体奥氏体晶粒中，残余奥氏体薄膜占微观结构的大约0.5到15体积％，优选是大约3到10％，最优选是最大不超过约5％。
三相合金的微观结构中包括两种晶粒，熔融在一起形成连续体的铁氧体晶粒和群集-板晶马氏体/奥氏体晶粒。在两相合金中，单个晶粒的粒径并非关键，可以在很大范围内变化。为了获得最好的结果，晶粒直径通常(或其他恰当的特征线性维度)在大约2到100微米的范围内，或者优选在大约5到30微米的范围内。相对于马氏体-奥氏体相的铁氧体相数量各不相同。但是在大多数情况下，当马氏体/奥氏体晶粒占三相结构的大约5到95％时，优选在大约15到60％，最优选在大约20到40％时能获得最好的结果，这些百分比都是重量百分比。
制备三相合金时，首先将需要的恰当组分混合，形成要求组成的合金，然后进行均热，获得所有元素和组分都处于固溶体形式的均匀奥氏体结构，如以上制备两相合金中所述。优选的均热温度范围是大约900到1170℃。形成奥氏体相之后，将合金组合物冷却至临界区域中的温度，临界区域是指奥氏体与铁氧体相平衡共存的区域。冷却使部分奥氏体转变成铁氧体晶粒，剩余部分是奥氏体。平衡时两相中每个相的相对量随着该阶段冷却组合物的温度变化，也随着合金元素的含量变化。两相之间碳的分布(也是平衡时)也随着这个温度变化。两相的相对量对本发明并非关键因素，是各不相同的。为了获得两相铁氧体-奥氏体结构而冷却组合物的温度优选在大约800到1000℃的范围内。
形成铁氧体和奥氏体晶体之后(即，在选定温度下在临界相中达到平衡时)，使合金冷却通过马氏体转变区域迅速淬火，将奥氏体晶体转变成群集-板晶马氏体/奥氏体微观结构。转变时所用冷却速率高到足以基本上避免铁氧体相发生变化，并避免不利的奥氏体分解现象。根据合金组成及其可硬化性能，可能需要进行水冷，获得要求的冷却速率，不过某些合金使用空气冷却就够了。在某些合金中，特别是含有6％ Cr的三相合金，要求的冷却速率很低，使用空气冷却就够了。上述与两相合金相关的考虑因素也可以用于三相合金。
优选的两相合金组合物中含有大约0.04到0.12％的碳、0到大约11.0％的铬、0到大约2.0％的锰、和0到大约2.0％的硅，这些百分比都是重量百分比，剩余部分是铁。优选的三相合金组合物中含有大约0.02到0.14％的碳、0到大约3.0％的硅、0到大约1.5％的锰、和0到大约1.5％的铝，这些百分比都是重量百分比，剩余部分是铁。
冷却时在微观结构中形成沉淀或其他小颗粒被统称为“自动回火”。在本发明的某些应用中，不论是两相或三相合金，通过使用较快的冷却速率，能够有意识地避免自动回火。从合金的转变-温度-时间图可知，能避免自动回火的最小冷却速率是很明显的。在典型图中，垂直轴代表温度，水平轴代表时间，图中的曲线代表每个相单独存在或与其他相混合存在的区域。典型图如上述参考文献Thomas的美国专利6273968B1中所示。在这些图中，最小冷却速率是温度对时间的下降直线，与C形曲线的左侧相连。曲线右面的区域代表存在碳化物，因此保持在曲线左面的直线代表避免形成碳化物的冷却速率。与曲线相切的直线具有最小斜率，因此可以使用能够避免形成碳化物的最慢速率。
这里使用术语“相间沉淀作用”和“相间沉淀物”表示在马氏体和奥氏体相中间形成小合金颗粒，即位于板晶和分隔板晶的薄膜之间。“相间沉淀物”并非指奥氏体薄膜本身。相间沉淀物不同于“相内沉淀物”，后者在马氏体板晶中沉淀，而不是沿着马氏体板晶与奥氏体薄膜之间的界面沉淀。直径为大约500埃或以下的相内沉淀物对韧性没有不利影响，事实上可能加强韧性。因此，自动回火并不一定是有害的，只要自动回火被限制在相内沉淀作用而且不导致相间沉淀作用即可。这里使用术语“基本上不含碳化物”表示如果存在碳化物，则其分布和数量对性能特征产生的效应是可以忽略不计的，特别是完成合金的腐蚀特征。
根据合金组成，高到足以防止形成碳化物或发生自动回火的冷却速率通常可以由空气冷却实现或者需要进行水冷。在可以使用空气冷却避免自动回火的合金组合物中，当某些合金元素的含量因为其他合金元素含量升高而降低时，仍然可以进行空气冷却。比如，碳、铬或硅含量降低能补偿锰含量的升高。
上述参考文献美国专利中列出的过程和条件，特别是热处理、晶粒细化、在线锻造和使用轧机形成圆形、扁平或其他形状，都可以用于本发明的实施中，加热合金组合物至奥氏体相，将三相合金从奥氏体相冷却至临界相，然后冷却通过马氏体转变区域。优选在奥氏体化和第一阶段冷却过程中以受控方式进行一个或多个阶段的轧制，比如，帮助合金元素扩散形成均匀的奥氏体晶相，然后使晶粒变形并储存晶粒中的应变能量，在第二阶段冷却过程中，轧制能使新形成的马氏体相转变成被残余奥氏体薄膜分隔的马氏体板晶的群集-板晶排列。轧制缩减率各不相同，这对本领域技术人员是显而易见的。在群集-板晶马氏体-奥氏体晶体中，残余奥氏体薄膜占微观结构的大约0.5到15体积％，优选是大约3到10％，最优选是最大不超过约5％。奥氏体占整个三相微观结构的比例是最大不超过5％。单个残余奥氏体薄膜的实际宽度优选在大约50到250埃的范围内，优选是大约100埃。奥氏体占整个三相微观结构的比例通常是最大不超过约5％。本段中讨论的轧制不同于本发明中形成二相或部分三相结构的群集-板晶马氏体/奥氏体微观结构之后进行的冷加工。
以下实施例只是作为说明。
实施例1本实施例说明具有群集-板晶马氏体/奥氏体微观结构的碳钢棒的变形，采用本发明的冷拉过程使面积缩减率为99％。
本实施例报告的实验在直径为6毫米、合金组成为0.1％碳、2.0％硅、0.5％铬、0.5％锰和平衡离子的钢棒上进行，所有百分比都是重量百分比，组成微观结构的晶粒具有大约50微米的直径，组成马氏体板晶的每个厚度大约为100纳米的晶粒与厚度为大约10纳米的奥氏体薄膜交错，没有铁氧体相，每个晶粒都被厚度为大约10纳米的奥氏体外壳包裹。采用上述参考文献于2001年12月14日提交的美国专利申请10/017879中所述方法制备钢棒。
对未经涂层的钢棒进行表面清洁和润滑，然后在25℃的温度下冷拉通过润滑拉模15次，至直径为0.0095英寸(0.024厘米)。最终钢丝直径为0.0105英寸(0.027厘米)，表示总面积缩减率为99％，钢丝的拉伸强度为390千磅力/平方英寸(2690兆帕)。
实施例2本实施例从另一个方面说明按照本发明方法对具有群集-板晶马氏体/奥氏体微观结构的碳钢棒进行冷加工。在该实施例中，使用两种不同的合金，Fe/8Cr/0.05C和Fe/2Si/0.1C，组成微观结构的晶粒具有大约50微米的直径，组成马氏体板晶的每个厚度约为150纳米的晶粒与厚度约为10纳米的奥氏体薄膜交错，没有明显的铁氧体相，每个晶粒都被厚度为大约10纳米的奥氏体外壳包裹。
钢棒直径为6毫米，经过表面清洁和润滑，然后在25℃的温度下冷拉通过一系列润滑拉模。对Fe/8Cr/0.05C合金使用表1中所示的拉延过程，对Fe/2Si/0.1C合金使用类似的拉延过程。在该表中，A0表示初始棒直径，A是特定次数之后的棒直径。
表1具有基本不含铁氧体的群集-板晶马氏体微观结构的Fe/8Cr/0.05C的拉延过程
在初始棒和每次拉延之后测量拉伸强度，将结果对真总应变在附图1中作图，其中方块数据表示Fe/8Cr/0.05C合金，菱形数据表示Fe/2Si/0.1C合金。附图表示两种合金的拉伸强度在整个拉伸顺序的末尾，在总面积缩减率为97％时都达到约2000兆帕。
实施例3本实施例说明按照本发明方法进行的冷加工，使用具有群集-板晶马氏体/奥氏体微观结构的碳钢棒，其中含有作为第三相的铁氧体晶体(除了马氏体板晶和奥氏体薄膜之外，即三相微观结构)。
在该实施例中，合金是Fe/2Si/0.1C，其微观结构中包括与上述实施例1和2中所述类似的群集-板晶晶粒熔融的铁氧体，含有与奥氏体薄膜交错的马氏体板晶并被包裹在奥氏体外壳中。按照上述参考文献于2001年12月14日提交的美国专利申请10/017847中所述方法制备钢棒，所用再加热温度是950℃，使铁氧体含量达到微观结构的70体积％。初始棒直径是0.220英寸(5.59毫米)，冷加工包括在25℃的温度下，拉延钢棒通过润滑的圆锥形拉模15次，每次的缩减率大约是36％，最终直径为0.037英寸(0.94毫米)。
拉延过程如表II中所示，A0表示初始棒直径，A是特定次数之后的棒直径。
表II具有三相微观结构的Fe/2Cr/0.1C的拉延过程
最终钢丝的拉伸强度是2760兆帕(400千磅力/平方英寸)。
实施例4本实施例进一步说明按照本发明的方法对微观结构中包括群集-板晶马氏体/奥氏体和铁氧体晶体的碳钢棒进行冷加工。
在本实施例中，合金是实施例3中的Fe/2Si/0.1C，其微观结构中包括类似于以上实施例1和2中所述与群集-板晶晶粒熔融的铁氧体，含有与奥氏体薄膜交错的马氏体板晶并被奥氏体外壳包裹。这种组成的钢棒是按照上述参考文献于2001年12月14日提交的美国专利申请10/017847中所述的一般方法制备的。在这种情况下，首先将钢棒热轧成0.25英寸(6.35毫米)直径，然后加热至1150℃持续约30分钟，使组合物奥氏体化，然后在冰盐水中淬火，使奥氏体转变成基本100％的马氏体，迅速再次加热，使结构转变成大约70％的铁氧体和30％的奥氏体。然后在冰盐水中使钢棒淬火，使奥氏体转变成群集-板晶马氏体/奥氏体结构。然后冷拉钢棒7次，每次的缩减率为35％，至0.055英寸(1.40毫米)的最终直径，产生1875兆帕(272千磅力/平方英寸)的拉伸强度。在平行实验中，钢棒组成相同，处理方法相同，冷拉13次，每次缩减率为35％，至0.015英寸(0.37毫米)的最终直径，产生2480兆帕(360千磅力/平方英寸)的拉伸强度。
实施例5本实施例进一步说明按照本发明的方法对微观结构中包括群集-板晶马氏体/奥氏体和铁氧体晶体的碳钢棒进行冷加工，证明了改变群集-板晶马氏体/奥氏体和铁氧体相对量的效果。
钢合金是实施例3和4的Fe/2Si/0.1C，按照实施例4中所述制备钢棒，使用不同的再加热温度，使铁氧体含量分别为0％、56％、66％和75％，相应群集-板晶马氏体/奥氏体的含量分别是100％、44％、35％和25％，所有百分比都是体积百分比。对这四种微观结构采用表II中所示的类似拉延过程，获得的拉伸强度对真总应变作图如附图2中所示，其中方块数据表示100％的群集-板晶合金，三角形数据表示44％的群集-板晶合金，圆形数据表示34％的群集-板晶合金，菱形数据表示25％的群集-板晶合金。该图表示所有四种微观结构都获得超过2000兆帕的非常好的拉伸强度，当群集-板晶马氏体/奥氏体部分超过25％时，能产生比群集-板晶部分占25％的微观结构更高的拉伸强度。
上述内容主要是为了说明目的。能够在仍然体现本发明基本和新颖观念的情况下，对合金组成和加工过程与条件的各个参数作出进一步的改进和变化。这些改进和变化对本领域技术人员而言是显而易见的，属于本发明的范围内。
权利要求
1.一种制造高强度、高延展性合金碳钢的方法，所述方法包括(a)形成具有包含与残余奥氏体薄膜交错的马氏体板晶的微观结构的碳钢合金，和(b)将碳钢合金冷加工至这样的缩减其足以获得至少是约150千磅力/平方英寸的拉伸强度。
2.如权利要求1所述的方法，其特征在于所述步骤(b)包括将碳钢合金冷加工至这样的缩减其足以获得大约150到500千磅力/平方英寸的拉伸强度。
3.如权利要求1所述的方法，其特征在于所述步骤(b)包括将碳钢合金冷加工至每次的剖面面积缩减率至少是约20％。
4.如权利要求1所述的方法，其特征在于所述步骤(b)包括将钢合金冷加工至每次的剖面面积缩减率至少是约25％。
5.如权利要求1所述的方法，其特征在于所述步骤(b)包括将碳钢合金冷加工至每次的剖面面积缩减率是大约25到50％。
6.如权利要求1所述的方法，其特征在于步骤(b)包括将碳钢合金进行一系列次冷加工，每次冷加工之间没有热处理。
7.如权利要求1所述的方法，其特征在于步骤(b)在大约100℃或更低的温度进行。
8.如权利要求1所述的方法，其特征在于步骤(b)在大约25℃的环境温度下进行。
9.如权利要求1所述的方法，其特征在于碳钢合金是棒材或线材，步骤(b)包括拉延碳钢合金经过一个拉模。
10.如权利要求1所述的方法，其特征在于碳钢合金是板材，步骤(b)包括轧制碳钢合金。
11.如权利要求1所述的方法，其特征在于步骤(a)包括(i)形成马氏体开始转变温度至少约300℃的碳钢合金组合物，(ii)加热碳钢合金组合物至足够高的温度，使其奥氏体化，形成所有合金元素都是固溶体形态的均匀奥氏体相，和(iii)冷却所述均匀奥氏体相通过马氏体转变区域，其冷却速率足够快，使获得的微观结构中基本没有碳化物形成在马氏体板晶和残余奥氏体薄膜之间的界面处。
12.如权利要求11所述的方法，其特征在于碳钢合金组合物具有至少约350℃的马氏体开始转变温度。
13.如权利要求11所述的方法，其特征在于残余奥氏体薄膜是均匀取向的。
14.如权利要求11所述的方法，其特征在于碳钢合金组合物由铁和合金元素组成，该合金元素包含大约0.04到0.12％的碳、0到大约11％的铬、0到大约2.0％的锰、和0到大约2.0％的硅，所有百分比都是重量百分比。
15.如权利要求11所述的方法，其特征在于步骤(ii)的温度是大约800到1150℃。
16.如权利要求1所述的方法，其特征在于步骤(a)包括(i)形成马氏体开始转变温度至少约300℃的碳钢合金组合物，(ii)加热所述碳钢合金组合物至足够高的温度，使其奥氏体化，形成所有合金元素都是固溶体形态的均匀奥氏体相，(iii)冷却所述均匀奥氏体相，使部分奥氏体相转变成铁氧体晶体，从而形成包含与奥氏体晶体熔凝的铁氧体晶体的两相微观结构，和(iv)在这样的条件下冷却两相微观结构通过马氏体转变区域使奥氏体晶体转变成含有与残余奥氏体薄膜交错的马氏体板晶的微观结构。
17.如权利要求16所述的方法，其特征在于步骤(iii)包括冷却所述均匀奥氏体相至大约800到1000℃的温度。
18.如权利要求16所述的方法，其特征在于步骤(ii)包括加热碳钢合金组合物至大约1050到1170℃的温度，步骤(iii)包括冷却所述均匀奥氏体相至大约800到1000℃的温度。
19.如权利要求16所述的方法，其特征在于所述碳钢合金组合物由铁和合金元素组成，该合金元素包含大约0.02到0.14％的碳，0到大约3.0％的硅，0到大约1.5％的锰，和0到大约1.5％的铝，所有百分比都是重量百分比。
全文摘要
本发明通过冷加工微观结构中包括晶粒的合金，来制备具有高拉伸强度的应变硬化钢合金，在所述晶粒中，马氏体板条与稳定化的奥氏体薄膜交错。由于所述微观结构的高位错密度和应变在马氏体与奥氏体相之间移动的倾向，冷加工产生的应变使微观结构具有独特的力学性能，包括高拉伸强度。令人吃惊的是，无需在冷加工缩减之间进行钢的中间热处理(对于钢丝是指铅浴淬火)就能达到这个目的。
文档编号C21D7/04GK1711363SQ200380103355
公开日2005年12月21日 申请日期2003年11月18日 优先权日2002年11月19日
发明者G·J·库辛斯基, G·托马斯 申请人:Mmfx技术股份有限公司