利用单一快速淬火操作来进行，其花费不到10秒从高于下限奥氏体温度降至低于下限马氏体温度。本文阐明的其它较长持续时间方法可提供其它所期望的冶金结果，条件是在达到峰值加热温度后基本上立即发生低于贝氏体结束温度的第一淬火步骤。
[0041]本发明的第二方面是提供用于微处理低碳、中碳或高碳铁基合金以获得其中贝氏体和马氏体散布在相同的先前奥氏体晶粒内的所期望量的快速贝氏体加工的多元微结构材料的方法和装置。对于不同的应用，经过微处理的低碳、中碳或高碳铁基合金可具有不同的厚度，并且可容易焊接，同时具有高拉伸强度，以及将材料降至最小和降低重量的能力。本发明关于升高的淬火中断温度的一个方面是使用在这个温度下可为熔融盐、超热气体或加热油等的淬火介质。这个方面造成由熔融盐引起的第一铁基合金转变，但温度高于第二转变起始温度，以使得熔融盐的温度减缓第二转变。在初始减缓后，通过连续冷却转变或时间温度转变而有意地在熔融盐中发生所有其它的铁合金转变。从这个温度(在4130钢的情况下低于1022 °F )，可以如下方式将钢冷却，其中利用发生的最小进一步转变或转变为一些其它所期望的奥氏体子相，使残留奥氏体降至环境温度。
[0042]本发明的另一个方面涉及加热和淬火装置。其它先前提交的关于装置的专利申请使用单个或多个加热和淬火头来冷却材料。本发明方法使用单一加热单元来加热多片材料。例如，矩形感应线圈可使材料通过其中并加热线圈的内部和外部。如果线圈具有适当尺寸，则矩形管可在线圈内部被加热，而其它片、例如棒料片可同时在感应加热线圈的外部被加热。
[0043]本发明的另一个方面涉及材料的间断片的加热。例如，条带可具有从其形状除去的多个切口。这些片可在柔软状态下制造，然后快速贝氏体加工成其最终硬度状态。有时，当这样的条带被加热时，接近切口的边缘将集中受热并熔融拐角。本发明的本方面将允许类似材料的塞子保持在间断处以吸热。这将因此防止熔融拐角。即使当未使用塞子时，由于加热和淬火如此之快，因此成形的铁基合金的拐角未熔融。
[0044]快速加热、淬火、再加热和淬火的概念讨论于我在2008年6月16日提交的先前专利申请中，所述申请以引用的方式并入本文中，其提及铁基合金成分。所述方法还可应用于金属的轧制条带。已使用了被称为淬火和配分的类似热技术。淬火和配分技术在几分钟内将钢奥氏体化以流平碳，溶解碳化物并使钢中的合金分布均质化，淬火和配分然后淬火至低于马氏体开始温度，保持在所述低于马氏体开始温度或再加热恰好高于马氏体开始温度，然后淬火至环境温度。这样保温的原因是碳的配分以在最终产品中达到所期望量的残留奥氏体。淬火和配分技术的另一个方面是在几分钟内将钢奥氏体化，淬火至低于马氏体开始温度，再加热高于马氏体开始温度和贝氏体结束温度，然后在发生所期望量的转变后淬火至环境温度。本创新是淬火/配分技术的新技术。对于快速淬火和配分，所有方面都与常规的淬火和配分相同，其中例外为使用快速加热循环的快速性。在极高速率例如300 T /秒至5000 T /秒下快速加热，一旦达到峰值奥氏体化温度，就起始淬火。相比于传统的淬火和配分的新颖之处在于异质的、非均质化的、奥氏体化钢被淬火。如前关于铁基合金部件、条带或部分，加热器将钢快速奥氏体化，将材料淬火以制定高于马氏体结束温度的转变，利用第二加热器或加热的淬火介质来保温或再加热至低于奥氏体温度以稳定或转变现有的微结构，然后利用第二次淬火来淬火至室温。已知这样的方法可提供所期望量的残留奥氏体。
[0045]取决于下文所述和要求保护的处理的安置，所得高强度钢可包括由聚结贝氏体、上贝氏体、下贝氏体、马氏体、铁素体、残留奥氏体、珠光体、铁素体、针状铁素体和/或其双重或多元相组合构成的所得高强度材料的至少一部分。
[0046]可制造多元相材料，例如紧邻铁素体和珠光体定位的马氏体和贝氏体。通过仅以不同型式淬火，以使得可在被加热后的物品的表面和/或横截面上的所期望区域中制造一种型式的高强度钢，而在相同工件中实现这些高度需要的多元相材料。通过仅淬火特定区域，在需要时有可能在多个位置中实现多个材料相。
[0047]首先组合参考图1A和图1B，可见快速贝氏体包括展现高度需要的强度、延展性和韧性的组合的贝氏体片晶或片的双模型分布。本发明的快速加工可产生几乎无扭曲的平板、棒、片和直管。如这些附图中可见，微结构在微结构的双模型分布内产生细晶粒结构，其得到令人惊讶的强度和延展性。
[0048]参看图2A，示出绘制温度(V )对时间(秒)的曲线图以说明当在其中一个试管的内壁处理时的冷却循环。这个内壁的典型温度测量结果显示，存在非常低的温度/时程比。在这个特定实施例中，利用AISI 4130板金属管具有较低的温度/时程比。
[0049]现参看图2B，示出温度对时间的曲线图，除了常规的连续退火温度/时程之外，其还显示快速加工温度/时程比。显然，连续退火的温度/时程比远大于快速加工的比率。
[0050]图2C示出了在快速贝氏体加工热循环期间的奥氏体生长。区域I显示先前的奥氏体晶粒。区域II显示奥氏体生长。区域III显示异质奥氏体晶粒。区域IV显示在相同的先前奥氏体晶粒内的贝氏体与马氏体的多元混合物。
[0051]图3示出了温度(V )对温度变化(V )的分析。这种分析显示了在冷却期间在1022 °?与1202 °F2间以及680 °?至860 °?的转变。这种分析表明，我们拥有两种不同的转变条件，导致非常局部的微结构异质性，但在宏观尺度上显示均质性。
[0052]现同时参看图4A和图4B，可见两种机械异质性分析显示，根据本发明，在原材料与快速加工的材料之间存在两种不同的微结构区域。这些发现与先前的分析一致，显示在快速加工程序期间的两次独立的转变。图A与图B都是归一化频率对硬度的曲线图，其示出了硬度的分布。图4A示出基体金属硬度分布非常细长，而已经由快速加工进行加工的材料在更宽泛的硬度分布上展示高硬度区以及低硬度区。
[0053]现参看图5，本发明的另一个方面用已经快速加工的AISI 1010材料进行了充分加强地说明。这个曲线图显示伸长率对峰值快速温度，示出最高伸长率出现在峰值快速温度1180°C下，具有7.9%的A50伸长率。在1010°C的峰值快速温度下，伸长率百分比为5.6。高于11801的温度具有低于7.9%的伸长率。在中等至较大晶粒大小下可见最佳伸长率，这与晶粒细化的直觉想法相反。这种材料的化学组成(重量百分比)为0.10C、0.31Mn、小于0.0lS1、硫、磷，和99.41铁。
[0054]参看图6，其为拉伸强度(KSI)对拉伸应变(百分比)的曲线图。关于在回火至在400至700°C范围内的不同温度后被改性以包括0.32重量％铬的快速贝氏体加工的AISI1020的实例，显示具有不同宽度(英寸)的8个实例。这个实验示出，即使在932 °F下回火300秒后，快速加工的AISI 1020+Cr仍将保持其“淬火时”拉伸强度的79%。此外，在小于5秒的回火下，伸长率未降低± 5 %。
[0055]在图7A中，提供了初始样品(铁素体和碳化物)和最终快速加工