CN1020927C - 通过高速变形而形成的不等强度材料 - Google Patents

Abstract

本发明是关于在相邻的区域具有不同强度和延展性的材料的。这种材料通过使有带状组织的金属母材高速变形而制成，目的是使金属母材产生高速的内能变化。内能的高速变化压低了金属母材的转变温度并引起同素异构转变。具体说，金属母材在变形前要保持相当低的温度而工具则要保持相当高的温度。高速变形使表面区域产生极高的加热速度，压低了转变温度，使之转变为等轴晶粒，而芯部因温度不够高，仍保持冷作加工后的带状组织。

Description

本发明涉及一种具有高强度和良好加工性能的材料，这种材料通过使一种基体金属组织（例如一种低碳合金钢）高速变形而形成，其目的是使组织内部能量发生急剧的变化，从而降低金属母材的转变温度，並且由此导致在金属母材中发生同素异构转变。

各种经受同素异构转变的材料在工业上极为重要，並且已经存在很多世纪了。钢就是这些材料中使用最广泛的一种，而且也许是人类最早知道的一种。钢不仅使一种产品具有强度和刚度，而且还能被加工成各种各样的形状。因此，钢可以应用在一系列各种不同的领域。特别是用来制造许多产品的主要零件。

一块钢的化学成分和它的热力，力学处理过程决定了它的机械性能。纯铁，即不含任何杂质的铁是很软的，所以，人们经常把各种不同的元素（例如，碳）溶解在铁里以改变它的物理性能。具体的说，钢最初是用铁矿石，石灰石和焦碳在高炉内加热熔化的铁制成的。这种熔融的铁（钢）常含有过多的硅，锰，碳和其他元素，这些元素对于最终制成的合金的物理性能有不利影响。因此，要把熔融的铁放入氧气顶吹转炉或平炉内用氧气精炼，以便设法把杂质的含量减少到允许的程度。然后把熔融的铁注入有耐火材料衬壁的钢水包内，在这一过程中，再向钢水中加入其它合金元素和各种脱氧材料，以确定其最终的化学成分。

这之后，利用模子或者连铸法把钢水铸成钢锭或钢坯。对于所得到的化学成分已经固定的钢，它的性能可用随后的热的和机械加 工方法来改变。

钢（铁碳合金）的最重要性质之一是它有进行同素异构转变的能力，也就是钢有从体心立方（bcc）晶形结构转变为面心立方（fcc）晶形结构，並又变为体心立方晶形结构的能力，之所以能在化学成份不变的前提下发生这种转变，是因为在某一温度范围内，某一种特定的，组成晶格的原子排列方式（例如bcc）比另一种排列方式更稳定（即处于具有较低自由能的状态）。由于钢的组织总是要采取那样的排列方式，这种排列方式对于一定的热处理，在平衡条件下所产生的自由能最低，所以随着温度的变化，经常发生这种转变。

不同的晶格排列方式造成了不同的机械性质。因此，在钢的制造过程中控制同素异构的转变，就能在很大程度上控制所得到的钢的物理性能。有许多方法和工艺可用来进行这种控制;然而最普通的工艺方法是用常规的炉子（一般是烧煤气炉或电炉）和适当的冷却方式（例如在水或油中淬冷，或者喷水，喷油或喷气）进行热处理。一般说来，一块钢要加热到高于转变温度。对于共折钢而言，这一转变温度是一个单一值。

对于低碳钢来说，随着加热速度的不同和加热时间的推移，相变的发生要通过一段温度范围。如果采用非常慢的加热速度和很长的时间过程，那么，转变开始的温度称为“Ae1”温度，而转变完成（从bcc到fcc）时的温度则称为“Ae3”温度。“e”是表示平衡的意思。在加速和冷却过程中，Ae1温度和Ae3温度的值在变化，因而产生了一条温度带，加热时是一条连续加热相变（CHT）曲线，而冷却时是一条连续冷却相变（CCT）曲线。对于加热和冷却，用相应的字母“c”和“r”来表示温度的含义，因为在法文中加热是 Chauffage”而冷却是“refroidissement”。一旦钢达到了Ac3温度，它就完全转变成一种高温产物，一般为奥氏体（一种碳在面心立方体铁中的固溶体）。之后，一旦钢冷却到低于Ar1温度，它又转变回来，成为低温产物，一般是体心立方体组织。要得到特定的低温产物就要采用特定的冷却过程来控制。例如，铁素体（一种碳在体心立方体铁中的固溶体）和珠光体（互相交替的铁素体和铁的碳化物薄层，后者常称为渗碳体）是常常一起存在的低温产物，通常是用炉冷或者空冷使奥氏体缓慢冷却而形成的。另一种低温产物马氏体，一般是用油淬或水淬使奥氏体连续地快速冷却而产生的。如果奥氏体以介于生成马氏体和珠光体之间的冷却速度冷却，就生成贝氏体。贝氏体是另一种低温产物，是铁素体和渗碳体的混合物。每种低温产物有不同的机械性能。纯粹的马氏体组织是钢中能生成的最硬的，也是最脆的显微组织，而纯粹的铁素体组织，则是硬度最低的显微组织。珠光体组织比完全的马氏体组织硬度低得多，並且有更好的延展性，但比纯铁素体组织的延展性又稍差些。所以，加热和冷却过程连同钢的先前的机械加工过程，都影响钢的显微组织和它的最后的物理性能。当低碳钢加热到刚刚高于Ac3温度，然后冷却到室温，就会形成细的晶粒组织。这是一种基本的晶粒细化程序，並且可以反覆进行多次，以便获得很细的晶粒组织。对于一定的硬度，晶粒较细的材料具有较高的强度。

多年来，本技术领域的说法是随着加热速度的提高，通常，低碳钢加热时的Ac1和Ac3温度要从平衡时的数值上升。例如，具体的可参见拉赫丁（Y.Lakhtin）著，工程物理冶金学〔1965年弋登·布里奇（Gordon    and    Breach）出版社，纽约），该书在 161页上写道：

“当以不同的速度进行连续加热时……，珠光体並不是在一个固定的温度下转变成奥氏体，而是在某一个温度区段内进行相变的……。加热速度越快，相变的温度就越高。”。（着重点是引用者所加）。

在狄查德（E.J.Teichert）著的“钢的金相热处理（黑色金属冶金学-卷Ⅲ）”（1944年，麦克格罗-希尔（McGraw-Hill）图书公司，纽约）一书中也有类似的叙述，该书在137页上写道：“相图上所表示的各临界点的位置是加热或冷却非常缓慢的情况下的位置，並未指出使用任何其它加热或冷却速度时临界点的位置。人们发现，当使用的加热或冷却速度与相图上所规定的条件不同时，各临界点並不在同样的加热温度或冷却温度下出现。这种达到平衡状态的拖延现象称为滞后现象，这意味着当应该进行某种相变时，有一些具体的因素在阻止这种相变。因此，Ac点在比予期的温度稍高一些的温度下出现，同样，Ar点也比予期的温度稍低些。两种加热临界点之间与冷却临界点之间的差别因加热或冷却的速度而异。换句话说，加热越快，Ac点就越高，冷却越快，Ar点就越低”（着重点系引用者所加）

此外，在“金属手册”（1985年，美国金属协会，曼德尔斯園，俄亥俄）理论篇的282页上，在基塞（C.Keyser）的“冶金工程基础-理论，原理，应用”（1959年，普林狄斯-霍尔公司，恩格尔伍德崖，新译西）一书的189页和盖莱特（L    Guillet）等的“冶金学和金相学入门”（1922年，麦克格罗-希尔图书公司，纽约）一书的第80-81页中都有类似的叙述。在这些书中都指出，要在越短的时间里获得相变，必须采用越高的温度。这种特性 特别可见于扩散为主导的过程中。

在了解了相变在钢中所起作用的重要性之后，就可以用它来研究有代表性的加工方式，在这种加工方式中，把钢锭或者钢坯（总起来可叫做锭坯）制成可使用的钢材（例如带材），而且在制造过程中有相变发生。

锭料经过连续的轧制，制成薄的带材。每通过一架轧机，锭料的厚度减少而长度增加。为了大幅度地减少厚度，先在粗轧轧机上轧制，然后通过热带轧机进行热轧。热轧是在高于Ac1温度下完成的，而且一般说温度要高于Ac3。在标准热轧温度-850-1100℃下，钢的流动阻力比较低，所以，为了大幅度减少厚度，所需要的机械要比冷轧时的少得多。事实上每一道次上厚度的压缩量很大时（在数量级为1英寸或更大时），只有通过粗轧机才有可能达到。在热轧温度下，钢的组织是纯奥氏体。热轧带料的厚度一般为.06英寸（0.15厘米）或更厚些。热轧钢材的强度稍稍高于经过退火的冷轧钢材，但热轧钢材的可塑性稍低于经过退火的冷轧钢材。一当热轧结束，钢带即按控制的速度进行冷却，大多是用喷水，以使奥氏体在进行冷作加工之前转变成为有延展性的低温产物，例如铁素体和珠光体，並从而防止钢材产生裂纹。

在一般冶金实践中都认为再结晶是钢在低于Ac1温度下进行热处理的结果。任何温度高于Ac1的热处理结果将部分或全部地形成相变组织。

当带料厚度小于.06英寸（约为0.15厘米）时，就需要对热带轧机所生产的产品进行良好的表面精整和/或改善其可塑性，带料要进一步进行冷轧。此处的冷轧，一般是指使末经加热的金属通过 轧辊以减少其厚度的过程。现在，为了防止钢发生裂纹，热轧一结束，就用加以控制的低速度使钢带冷却，大多是用喷水冷却，以使得在冷轧前把奥氏体转变成有延展性的低温产物，例如铁素体和珠光体。冷轧所得到的产品具有比热轧所能达到的更良好的表面光洁度和控制得更精确的尺寸。一台典型的五架冷轧机可以把进料端带料的厚度压下75-90%。一般其中每一架上厚度的压下不超过40%。在轧制的过程中，由于处在轧辊间隙中的钢带材料的塑性变形，以及在带料与轧辊接触面上产生的摩擦能，轧辊的温度升高了。因为有一部分能量留在带料上，所以带料的温度也上升了。实际上，带料在进入冷轧机时经常是处在室温下的。每经过一次轧制工序，带料在每一架轧机出口处的温度就要比室温高很多。例如，在五机架冷轧机中，带料在第四架的出口处时温度有可能达到180℃。由于最后一架轧机（即五架轧机中的第五架）是用来控制带料表面的光洁和平整程度的，所以这一架只给带料以很小的压下量，一般压下量在进料厚度的百分之几到20%的范围内。这样一来，带料在第五架出口处的温度常常低于与第四架连接处带料的温度，不过，仍大大高于室温。在整个冷轧过程中，通过采用适当的对带料和轧辊两方面的喷雾冷却，使带料的温度仍维持在大大低于带料中的材料会发生相变或者再结晶的温度。

上面已经指出，冷轧是在低于再结晶温度下进行的，所谓再结晶温度是已经有应力的，经过塑性变形的晶粒开始重新结晶成新的没有应力的晶粒的温度。由于用冷轧使冷却下来的热轧产品中的等轴形晶粒受力变形，成了长条形的（或带状的）晶粒，並保持着那种形态，直到进行以后的热处理。上述变形造成好几种效果，其中有些效果是不利的。

第一，冷轧使钢带中的结晶组织发生了很大的畸变，因而大大增加了存在于晶粒中的位错密度。位错密度的增加又转而增加了在钢带内部产生的内应力。于是普通低碳钢带的屈伏强度显著提高，平均大约可达95，000磅/平方英寸，而钢带的延展性则大大降低。由于一种材料在断裂之前所能承受的变形量是由它的延展性决定的，所以经过剧烈的冷作加工的材料只能在断裂之前承受很小的变形量。但是为了再用冷作加工使钢进一步变形，钢带必须有足够高的延展性，以防止断裂。因此，为了能用冷轧达到在厚度方向上更大的压下量，钢带必须进行一次或多次热处理，以便在下一步冷轧或加工之前恢复其延展性。这种热处理降低了钢带的硬度和强度，但却有助于提高其延展性。还有，冷轧机轧制出来的成品带料，在大多数使用场合下，一般都过硬而且过脆。为了恢复延展性，成品带料要退火，也就是在退火炉中加热到奥氏体化的温度范围，然后从该温度范围缓慢冷却到室温。这样就使得长条形的，存在内应力的铁素体和珠光体晶粒首先相变成奥氏体，然后在缓慢冷却过程中又转变回来，成为等轴形的，不存在应力的铁素体和珠光体晶粒，从而消除了带料内部的内应力。换一种方式，可以把带料加热到刚好低于Ac1的温度，然后保温适当的时间，以便使带料再结晶成不存在应力的晶粒，最后，再缓慢冷却。现在所得到的带料的屈服强度大约在30，000-50，000磅/平方英寸之间（视其含碳量而定）这样的带料就能进一步经受压下量较大的冷轧加工而不断裂。退火大多是分批进行，采用缓慢升温，长时间保温和缓慢冷却的工作循环，以保证最大的可塑性。退火温度大多在730～950℃之间。一次退火操作的整个过程可能需要5～6天。为了使退火操作不致影响整个轧钢机的生产过程，要有许多 分开的退火炉同时进行工作，而且各个退火炉的退火阶段是互相错开的。这许多炉子中有的在装料，有的在加热，还有的在冷却，剩下的则是在卸料。可惜的是这种错开的退火操作方法要求用大量的投资和运行费用，並且占据大量的面积。另一种方式是下面要介绍的连续退火生产线，采用它，能使总的退火时间减少到少于一小时。在带料退了火之后，还需要通过一台平整轧机进行表皮光轧，平整轧机可使带料具有所需要的平整度，金属工艺性能和表面光洁度。表面光轧一般只给予成品带料以很小的变形量，一般小于百分之几，並使带料适当增长。

第二，经过冷作加工的钢材有方向性。由于冷作加工而造成的长条形的不等轴晶粒，使得带料在平行于轧制的方向上和垂直于轧制的方向上具有不同的机械性能和电性能。例如，一条经过冷作加工而未经退火的钢带，一般在沿着垂直于轧制方向的方向上（也就是垂直于晶粒的主轴线的方向上）比沿着与轧制方向平行的方向上更容易成形。再结晶和通过相变区的热处理都可以全部或部分地消除这种方向性。为了发生完全的再结晶从而完全消除方向性的影响，必须采用退火性质的热处理，以便使钢再结晶成为等轴形晶粒组织。换一种方式，也可以把钢材完全换变成奥氏体，然后缓慢冷却到室温，以造成一种相变完全的组织，也就是一种完全退火的等轴形组织。

如上面所指出的，已经研制出连续带料退火生产线，它能在少于1小时的时间内使带料退火。在这样一条生产线上，钢带以轧制速度通过相互隔开的加热区和冷却区，在这些区域中加热，保温，冷却或淬火。这一工艺过程可以用不同的速度来完成，即该工艺过程的任何一段中的速度都可以改变。另外，这样一条生产线常常设计成在带料 通过生产线时可对它进行几次热处理。为了迅速把材料的温度提高到奥氏体区域，使用了很高的温度。虽然这种方法所制成的最终产品有均匀的组织，但却要化相当高的费用。具体说，带料的退火-轧制设备是很昂贵的，一般购置和安装费用要超过2亿美元，其次，高温热处理使得带料的表面形成了一层氧化层（氧化皮）。氧化物的数量随在高温下停留的时间延长而增加。因此，需要额外的机械把这些氧化皮从表面上清除掉。虽然大多数连续退火生产线中包含有表面清理设备，但这种设备增加了生产线的价格。另一种方法是当钢带通过连续退火生产线时用惰性气体或还原气氛把钢带笼罩起来，以防止产生氧化皮。然而，这样做所需要的设备在连续退火生产线上所增加的费用，无论是在基本投资还是在以后发生的运行费用方面，都更加昂贵。

因此，从制造工艺来看，冷轧低碳钢可在下列两种产品中选择：不退火的冷轧产品，它具有较高的屈服强度和硬度以及与此相应的较低的可塑性;退火的产品，它具有较高的可塑性但屈服强度和硬度较低-一般低于不退火冷轧产品的一半。虽然低碳钢是工业上生产的所有钢种中最便宜的，因而也是使用得最广泛的材料，但是一块低碳钢却不能既有高的强度又有高的可塑性。结果，使用者要决定，两种性能（高强度或高的可塑性）中那一种性能，对于某种既定的用途更重要些，然后选择一种相应的材料。但是，当使用情况不容许在可塑性和强度中牺牲一方面时，即，一种钢材必须同时具备高强度和良好的可塑性时，往往要用高强度低含金钢或其它种类的钢来代替低碳钢，遗憾的是这样的钢制造比较困难，因而要比低碳钢贵得多。此外，这样的钢常常比低碳钢难于焊接和成形。

此外，用来制造马口铁的“黑铁皮”的生产提供了另一例子，即 该技术领域中现有的工艺方法不可能制造出适用于最终使用目的的材料，在这一方面，美国专利2，393，363（1946年1月22日授予哥尔德（J.D.Gold）等的专利-以下简称哥尔德'363专利）和3，323，953（1967年6月6日授予莱斯尼（A.Leseney）的专利-以下简称莱斯尼'953专利）中公开了几种方法，其目的是获得有强硬的芯部和柔软的表层的材料，例如带料。哥尔德'363专利公开了利用常规的热处理，使得表面发生再结晶，而芯部不发生再结晶的方法。具体说，就是把一种适用的材料的表面加热到较高的温度，例如1500°F（约为816℃）这个温度足以使表面再结晶。一旦材料的再结晶达到所需要的深度，就停止加热，然后使材料进行恰当的冷却，以去除多余的热量，並同时抑制进一步再结晶。莱尼斯'953专利公开的是采用一种特殊的材料，这种材料的表面区域比处在芯部的材料更易于再结晶。具体说，这种表面上盖一层最高含锰量低于0.15%的钢的特殊材料以带料的形状在较高的温度下，例如在800～1150°F（约为427～621℃）下，退火一段时间，这段时间足以使带的表面基本上完成再结晶，但却不足以使带的芯部再结晶。

以表面的再结晶过程为基础的现有技术中的工艺方法，例如在哥尔德'363专利和莱斯尼'953专利中所揭示的那些工艺方法，都有一些缺点，这些缺点严重地限制着那些工艺方法在工业上的应用。首先，这些工艺方法依靠的是把受控制的热量传到被加工的材料的理想的深度上。而一种材料吸收热量是随许多因素变化的，例如周围气氛的状况和材料表面的反射能力。很遗憾，对于不同的材料，甚至对于同一种材料的不同段落，这些因素也是变化的，从而使得这种加热 过程的控制变得很复杂。还有，因为再结晶是一种以可控的扩散过程，所以与时间有关。为了使材料或者材料的一部分再结晶，常常需要相当长的时间间隔，一般即使不要几分钟，也要好多秒钟。这样一来，在对同一材料的不同段落或者不同的材料重复地进行这一加热过程时，要想在一段特定的时间内把一定量受控制的热量从材料表面传到某一要求的深度，是很难精确地完成的。

因此，对于价格明显便宜的低碳钢来说还需要这样一种材料，这种材料与目前能得到的各种材料相比，既具有较高的强度也具有较高的可塑性。

因此，本发明的一个目的是提供一种价格低廉的材料，这种材料经过同素异构转变，並且比该技术领域内目前能生产的各种材料具有更高的强度和可塑性。

本发明的另一个目的是制造一种强度较高的材料，这种材料在变形时不易产生表面裂纹或断裂。

本发明的一个特定的目的是提供这样一种材料，这种材料的表层具有良好的可塑性而强度低，而表层所包裹的芯部具有较高的强度而可塑性低。

本发明的另一个目的是提供这样一种材料，这种材料既不需要成批地退火，也不需要进行连续退火，因此在制造过程中只产生很少一点氧化皮。

本发明的一个特定的目的是提供这样一种材料，这种材料几乎不必进行表面清理。

本发明的另一个目的是提供一种表面组织只含少量内能的材料，因而具有高的抗腐蚀性能。

本发明的再一个目的是提供一种只有极少一点方向性的材料。

根据本发明所揭示的内容，上述这些目的以及其它一些目的是由一种材料，举例说，就是由一种低碳钢材料来达到的，这种材料在靠近表面部分是等轴形晶粒，而在内部（芯部）是经过变形的（带状的）晶粒。芯部的带状晶粒比整个横断面上呈等轴形晶粒的同样的材料具有提高了的屈服强度。沿着表面的等轴形晶粒给了表面部分，因而也就是给了这种材料以延展性。

这种材料是通过使带状的金属母材组织高速变形制成的，变形所使用的能量级和变形速度适合于降低材料连续加热时的同素异构转变温度。具体地说，申请人发现，和该技术领域中广泛被接受的观点相反，连续加热时的上下同素异构转变温度，即Ac1和Ac3，当材料的加热速度增加到超过1000℃/秒时，大大地降低了。事实上，当加热速度超过10，000℃/秒时，转变温度的降低十分显著。这就表明，只要以高速度加热金属母材，它就会在低得多的温度下从带状组织转变成等轴形组织，这个温度要比本技术领域中现有的知识所予期的温度低得多。根据申请人将在下面阐述的本发明的原理，以适当的方式使金属母材组织进行高速变形，就很容易产生这样高的加热速度。

用这种方式制造出来的成品材料，例如，一种低碳钢，在靠近表面的地方是等轴形晶粒，而在内部（芯部）是带状晶粒。芯部的带状晶粒的材料比整个横断面上都是等轴形晶粒的同样的合金材料具有更高的曲服强度。而沿表面分布的等轴形晶粒则使得表面，因而也就使这种材料具有延展性。

一般说，在加工呈现同素异构转变的材料的过程中，例如在加工 钢时，通常是利用轧制、锻造或挤压等工艺方法，通过适当的工具，例如轧辊或模具，靠耗电用机械能强迫材料变形超出弹性极限，变成适用的形状。施加到材料上的一部分机械能真正用来使材料变形，也就是克服晶粒组织中固有的结合力，並增加它的位错的密度。另一部分能量则用来克服被变形的材料与工具之间的摩擦。这种能量的很大一部分转变成了热能。当工具紧挨着材料的表面时，如像轧制或者挤压那样，消耗在滑动摩擦上的热能，一部分传到工具上，其余部分则传到材料上。常规技术认为必须除去这些热量，常常是用溢流润滑的办法。这种办法是把一种水溶性油，一种油在水中的混合物，或者甚至是单纯的水引向轧辊和材料的表面，以便防止轧辊的温度和材料的温度一直上升，使材料粘在轧辊上和/或产生氧化。

可是现在，根据申请人的发明所揭示的原理，当金属在变形时，要迫使金属的温度急速升高。

特别是，当采用冷轧时，正和该技术领域中通用的做法相反，轧辊的温度应该比进口的带料高得多，而且很少或者根本不去冷却轧辊。只在轧辊上涂上足以防止正在轧制的材料粘附在轧辊上的润滑剂，但这些润滑剂却不足以使轧辊或者材料得到任何明显的冷却。结果，进入轧制的材料在带料通过轧辊时，温度上升了。轧机的各项参数-轧制速度，轧辊的尺寸，涂在轧辊上的润滑剂的量，轧辊的温度和进入轧制的带料的温度-全部经过适当的调整，使之适合于该特点的轧机，以便使材料高速变形，从而给材料以很高的加热速度，而这样高的加热速度又转而压低了材料的上、下相变温度。

施加在轧辊（或其它工具，例如模具）上的机械能都消耗在材料的变形上和材料与轧辊的接触表面之间的滑动阻力上了。在轧制过程 中，在轧辊与带料之间总有一个接触点或一条接触线，在这一点或一条线上，轧辊与带料的表面之间没有滑动。这一点或一条线叫作接触中性点或接触中性线。由于带料的横截面积在减小，所以，进入轧机的带料的运动速度要比离开轧机的带料的速度慢因此，在中性点的前面与轧辊接触的材料运动的速度比轧辊表面的速度慢，而在中性点后面出口侧的材料的运动速度则比轧辊表面的速度快。这样，速度的差别和轧辊施加在带料上的高压结合起来，就产生了剧烈的滑动摩擦。消耗在中性点前、后与轧辊接触处的材料滑动摩擦方面的能量常等于消耗在变形上的能量。已经指出过，消耗在变形和滑动上的能量，除了有一部分能量作为因变形而造成的附加的弹性能贮存在组织内部之外，都转化成了热。采用适当的轧辊尺寸、轧制速度和材料厚度，就能以足够快的速度把能量传给带料的整个横断面，使材料整个横断面的温度提高到超过被压低了的Ac3相变温度。Ac3温度是由于带料的加热速度非常高而压低的。这样，就使带料完全经过相变。因此，材料的全部横断面上全都是硬度低、强度低的等轴形晶粒。由于相变发生的时间过程很短，所以晶粒不如用退火得到的晶粒那么园整，不过仍具有大致与退火所得的屈服强度和延展性相同的数值。

根据本发明的特征，可以用控制材料转变深度的办法，把材料的屈服强度和延展性调整在一定的区域内。这样就能使带料具有良好的加工性能，同时仍保留其冷作加工组织的某些优点。具体说，就是已经转变成等轴形晶粒的表面材料，变得很有延展性，好像退火过的组织一样，而芯部则没有转变，仍保持与冷轧组织相同的高屈服强度。

屈服强度和延展性的值的分布范围在带料的晶粒完全是等轴形晶粒和完全是带状晶粒的相应值之间。转变的深度可以控制在任何一点 上，从材料的表面到材料的中心平面。当相变深度控制在表面上时，很少或不发生相变，当控制在中心平面上时，全部材料都相变成等轴晶粒组织。由于不发生相变的芯部与经过相变的表面部分相比，具有较高的屈服强度和较低的延展性（与冷作加工过的组织的性能相符），所以材料发生组织转变的深度就决定了成品材料的最后所得到的屈服强度和延展性。

特别是，由于轧辊和带料的传热性能都比较低，摩擦产生的热就都集中在轧辊和带料的表面上。这样，带料由于滑动摩擦而使表面的升温就比带料整体体积上的升温高，並且和由于变形而产生的整体体积上的升温叠加在一起。因此，处在带料表面上的材料将在内部（芯部）材料之前达到较高的温度，例如达到压低了的Ac3温度，因而组织的转变也比芯部的早。结果，材料就能够用力学方法进行加工而不会像冷轧带料那样产生表面裂纹。又因为芯部材料没有发生转变而仍保持其经过剧烈变形的组织，所以芯部的强度和冷轧材料的强度相等。于是成品带料既有高的强度又有高的可塑性。

可见，转变所达到的深度是可以用控制给带料施加能量的速度和数量来调整的。这种控制是建立在改变带料与各轧辊接触的距离、轧制速度和在带料中引起的变形量的基础上的。这种控制还要取决于材料中原先的冷作变形的程度。

因此，通过适当选择轧辊的直径，原先冷变形的变形量，本道次中造成的变形量，材料的厚度和轧制速度，就能预先确定组织转变所达到的深度，从而就能调整带料的屈服强度和延展性。

本发明的另一个特征是，可以制造出一部分材料经过转变（部分晶粒细化）的带料。对于这种情况，可以这样来调整变形速度、材料的 温升和变形量，使得有一些材料的温度升到超过压低了的Ac1（下相变点）温度，而不超过压低了的Ac3（上相变点）温度。这样，对于普通低碳钢，处在表面且预先选定的深度中间的材料将成为一种具有两种相的区域，在这个区域中，一部分材料相变成等轴形组织。然而，在这一深度以下一直深入到带料的中心平面的材料，将不发生转变。这种材料的表面具有适中的曲服强度和延展性（处在等轴形晶粒组织和带状组织之间），而芯部则保持冷轧组织所特有的较高的曲服强度。因此，这样一种材料将可能比冷作加工的材料软些，但却不象完全是等轴形晶粒组织那样软。

把以下关于本发明的详细描述与附图结合起来，就能很容易地理解本发明所揭示的内容。

附图中：

图1是一幅在本技术领域中公知的一般普通低碳钢（以1018号钢为例）的连续加热转变（CHT）图。

图2是1018号钢的CHT图，其中，在图1中画出的本技术领域公知的那部分曲线用实线表示，而由申请人所发现的那部分快速加热时的曲线则用点划线表示。

图3是与图1中所表示的合金不同的另一种中碳低合金钢-SAE4140号钢的CHT图，其中，本技术领域公知的那部分曲线用实线表示，而由申请人发现的那部分曲线用点划线表示。

图4是轧制申请人所发明的、全部是完整的等轴形晶粒的材料时，单独一架二辊式轧机的简化侧视图。

图5是轧制申请人所发明的、在表面下予定深度处是等轴晶粒而芯部为长条形（带状）晶粒的材料时，单独一架二辊式轧机的简化 侧视图。

图6是一幅试样的横断面的显微金相照片，这块试样具有冷轧之前就存在的未经过变形的基体金属组织。

图7也是一幅试样横断面上的显微金相照片，这块试样的基体金属和图6中的一样，但它是在金属经过厚度上的压下量约为80%的冷轧后所摄制。

图8是一幅基体金属和图6相同的试样的横断面上的显微金相照片，但该试样按本发明所揭示的方法进行了变形，其中，从表面向内部直到预定的深度都是等轴晶粒组织，而芯部是经过剧烈冷作加工的带状组织。

图9是通过测试图8中的试样所得的显微硬度值的曲线，测试采用努普显微硬度测试法，图中，显微硬度是试样横断面上距离的函数。

图10是申请人发明的线材实例的立体断面图。

图11是从一块试样的横断面的一部分上拍下来的、放大125倍的显微金相照片，这块试样是按申请人发明的方法轧制出来的，具有经过相变的表面和未经相变的芯部。

图12是从图11中所示的同一试样中拍下的经过转变的区域的显微金相照片，放大倍数是500倍。

图13是在单独一架有两根工作辊和两根支撑辊的二辊式轧机上轧制申请人所发明的材料时的简化侧视图。

为便于理解，图中共有的相同的元件都采用同样的标号。

本发明中所揭示的学说可以应用于一切显示有固态同素异构转变、而且这种转变温度在快速加热时被压低的材料。这样的材料，举例来说，有钛、锡、铁合金（钢）、锰合金、各种铜合金、各种铝合金和 各种镍合金。由于在这些材料中，低碳钢是一类极重要的材料，为了简单明了，下面的描述将只讨论本发明涉及低碳钢的部分。本技术领域的技术人员在阅读了以下的描述之后，将会很容易地了解如何将本发明的方法应用到其它有同素异构转变的钢种和其它材料上。

上面已经指出过，多年来本技术领域内一直认为：加热时，对于低碳钢而言，随着加热速度的提高，一般说来，转变温度Ac1和Ac3要从它的下平衡值和上平衡值（Ae1与Ae3）向上提高。因此，这就表明，为了在越短的时间内获得相变，温度就必须提高。在图1的曲线图上可明显看出这种温度的升高。图1中画出了本技术领域公知的典型普通低碳钢（此处为1018号钢）的连续加热相变（CHT）图。这种因加热速度提高而造成的相变温度的升高是一种典型的以扩散为主导的过程。

这幅CHT图，以及本说明书中提出来讨论的其它CHT图，是用经过适当改进的GLEEBLE1500单相线性频率电阻加热热力测量设备测得的。这种设备由纽约州、特罗依（Troy）的达富斯科学公司（Duffers    Scientific    Inc。）制造（该公司还拥有注册商标GLEEBLE）。申请人用来测得CHT数据的全部试样，都是一根直径为12.7毫米的用适当的钢种制造的棒料，离棒料中点每侧5毫米的中央段压缩到直径5毫米。每根试样的两端都夹持在钢制楔形夹钳中，夹钳又用适当的支承件妥当地安装在测量设备上。每根试件的长度约为70毫米。为了取得CHT数据，试样用单相60赫兹的线电流进行电加热，所产生的热量是通过试样的电流值和试样电阻的函数。用来控制试件温度的设备，是市场上可以买到的标准GLEEBLE    1500设备，但对它作了改进，改变了设备上使用的一个温度线性 电路组件（1532号组件），以使它在行频的每半周能完成一个平均温度的测量。每次测量都定在单相正弦波加热电流的值为零时进行。图1-3中所表示的加热速度是整体速度，用位于试样中段安装在表面上的热电偶测得。由于试样内的电流和热流都是沿着轴线流动的，所以沿垂直于试样轴线方向所取的通过试样的各个平面基本是等温平面，与加热的速度无关。这样，一个安装在表面上的热电偶就能够很好地测出位于这个热电偶所安装的等温平面上任何一点的温度。由转变而引起的试样结构尺寸的变化，也在包含有用来测量和控制温度的热电偶的等温平面上测量。由于在GLEEBLE1500设备上所采用的是单相交流电加热装置，所以在任何特定的加热电流的半个周期内产生的实际瞬时加热速度要比测得的整体加热速度快很多，一般要快大约2-2.5倍。在这些图中表示的加热速度用虚线画出，其量值为℃/秒。在每幅图中沿X轴所表示的时间是引起相变所必须的最短加热时间。所有试样都从室温（约20℃）开始加热。快速加热的转变温度取决于加在试样上的能量多少和速度。

在取得1018号钢试样的CHT数据之前，先把试样加热到950℃，然后在该温度下保温20秒。然后试样以17℃/秒的线性冷却速度（C.R.）进行冷却。

这样，如图1所示，1018号钢在室温时存在的组织落在104区域内，由铁素体和珠光体组成。在平衡状态下的转变温度用标号Ae1和Ae3表示。曲线102表示相变开始，代表加热时的Ac1（下相变）温度。曲线101表示相变终了，代表加热时的Ac3（上相变）温度。当钢被加热到高于曲线101的温度时，也就是加热到100区时，钢就呈现为奥氏体组织。但是，如果钢加热到处在曲线 101和102之间，也就是在103区内的中间温度，那么将是两相组织，並且只有其中的一部分会相变成奥氏体。在本技术领域内经常有这样的记载，就是对于较低的加热速度（H.R）来说（大约100℃/秒或低于此数），如图1所示，转变温度Ac1和Ac3通常将提高。因此，本技术领域内普遍认为加热时的转变是受扩散过程为控制的，其特点是随着加热速度的提高相变温度将不断升高。具体说，例如，可参见拉赫丁（Y.La.Khtin）著的“工程物理冶金学”（1965年，弋登.布里奇，纽约），该书在161页写道：

“当以不同的速度连续加热时……珠光体並不是在一个固定的温度下，而是在某一个温度区段内转变成奥氏体的……。加热速度越快，相变的温度就越高”。（着重点系引用者所加）

在狄查德（E.J.Teichert）著的“钢的金相热处理（黑色金属冶金学-卷Ⅲ）”（1944年，麦克格罗-希尔（McGraw-Hill）图书公司，纽约）一书中也有类似的观点，该书在137页上写道：

“相图上所表示的各临界点的位置是加热或冷却非常缓慢的情况下的位置，並未指出使用任何其它加热或冷却速度时临界点的位置。人们发现，当使用的加热或冷却速度与相图上所规定的条件不同时，各临界点並不在同样的加热温度或冷却温度下出现。这种达到平衡状态的拖延现象称为滞后现象，这意味着当应该进行某种相变时，有一些具体的因素在阻止这种相变。因此，Ac点在比预期的温度稍高一些的温度下出现。同样，Ar点也比予期的温度稍低些。这种加热临界点之间与冷却临界点之间的差别因加热或冷却的速度而异。换句话说，加热越快，Ac点就越高，冷却越快，Ar点就越低”。（着重 点系引用者所加）

此外，在“金属手册”（1985年，美国金属协会，曼德尔斯园，俄亥俄）理论篇的28.2页上，在基塞（C.Keyser）的“冶金工程基础-理论·原理·应用”（1959年，普林狄斯-霍尔公司，恩尔格伍德崖，新泽西）一书的189页和盖莱特（L.Guillet）等的“冶金学和金相学入门”（1922年，麦克格罗-希尔图书公司，纽约）一书的第80-81页中都有类似的叙述。实际上，在该技术领域内的这些观点都表明，要在越短的时间获得钢的相变，就必须采用越高的加热温度。

和在该技术领域中广泛地被承认和被接受的观点相反，申请人发现，当加热速度超过250℃/秒时，转变温度Ac1和Ac3並不像以前所想象的那样提高了，而是大大地降低了。

这一现象清楚地表示在图2中。图2是申请人按上面规定的方式所测得的1018号钢的CHT图。在本技术领域中公知的那一部分曲线，也就是在图1中画出的那一部分，用实线表示。申请人所发现的快速加热的那一部分曲线则用点划线表示：曲线101′和102′分别表示相变温度Ac3和Ac1。从图2中可以清楚地看出，从加热速度的数值为25.0℃/秒起，上转变温度和下转变温度两者都开始下降。当加热速度再增加时，这两种温度下降得更显著。

如图2所表示，如果试样以10000℃/秒的速度加热，Ac1温度低于400℃而Ac3温度大约是500℃。与此相对比，当分别采用250℃/秒和1000℃/秒的加热速度时，其转变温度大约是825℃和800℃。因此，当试样以10000℃/秒的速度加热到550℃时，试样将进入100区，也就是完全奥氏体化了 （fcc）。无论是使试样在550℃下保温，或是以适中的速度在该温度冷却下来，都可以获得硬度低而延展性好，具有良好加工性能的组织。如果加热速度超过10000℃/秒，然后在材料达到400℃时停止升温，那么材料最后将处在两相区103内。因此，将只有一部分低温产物转变成奥氏体。现在，如果采用15000℃/秒的加热速度，试样将在只有400℃时就完全奥氏体化了。在该温度下把碳钢放在空气中，经过几秒钟后，只产生很薄一层氧化皮。因此，对于大多数用途来说，几乎不需要清理表面，即便要清理，也很容易。

还有，如图2所表明的，当使用的加热速度高于15000℃/秒时，那么最高转变温度很可能降到250～300℃。在这样低的温度下碳钢不会产生表面氧化皮，因此就不需要表面清理工作。

图3是按上面规定的方式测得的不同钢种，也就是与SAE4140号中碳低合金钢试样的CHT图。图中，本技术领域公知的那部分曲线用实线表示，线段301和302表示相应的上相变温度Ac3和下相变温度Ac1，而申请人所发现的那一部分曲线则用点划线表示，线段301′和302′分别表示相应的相变温度Ac3和Ac1。图中，300区是奥氏体化区，303区是两相区，而304区中是室温下稳定的低温产物（bcc组织），到底是哪一种低温产物，取决于先前的热处理，具体说，取决于把试样从300区-奥氏体化区的温度降下来的冷却过程。图2和图3中画出的Ac1和Ac3相变温度曲线的趋势，在加热速度低于250℃/秒时，是不一样的。更明确地说，图2中，在加热速度达到250℃/秒之前，1018号钢的两种相变温度Ac1和Ac3是随着加热速度的加快而提高的。而图3中的 4140号钢的CHT曲线则看不到相变温度的提高。在加热速度低于250℃/秒时，所得的试验结果与目前被广泛接受的理论所予期的结果相符。然而，上面已经讨论过，在比较高的加热速度下的结果，却如图2中所示的曲线那样，完全与目前本技术领域中广泛相信和接受的结果相反。申请人的全部试验结果都用GLEEBLE测量设备由对试样的细致的测量所确证。具体说，这种测量需在试样从bcc结构转变到fcc结构，又从fcc结构转变到bcc结构时，量度试件一个等温断面上所发生的直径的变化

由于这一发现，申请人认识到，在高的加热速度以及相对说较低的温度下也可以诱发即使不是完全的也是显著的相变，並且可以消除表面氧化铁皮的产生，不再需要常规的退火工序和清除氧化铁皮。实际上，这种相变是用高速度把适当的能量加给材料的方法，在压低的温度下，在某些同素异构材料中诱发的。

利用轧制、挤压或锻造等工艺方法使材料快速变形就能产生很高的加热速度。例如，可用机械的能量迫使钢带通过轧辊使它产生超过弹性极限的变形来减薄钢带的厚度。施加到钢带上的一部分机械能真正用来使钢带变形，也就是克服晶粒组织中固有的结合力。另一部分能量则用来克服被变形的钢带与轧辊之间的摩擦。能量中的大部分最后转化成了热能。在轧制或者挤压加工时，工具紧挨着钢带的表面，因滑动摩擦而产生的热量，一部分传给轧辊，而其余部分则传给钢带。常规技术认为必须除去这些热量，常常是用溢流润滑的办法。这种办法是把水、水溶性油和水或者油和水的混合物引向轧辊和钢带的表面，以便防止轧辊的温度和钢带的温度一直上升，使钢带粘在轧辊上，或者钢带发生冶金性质上的变化或者氧化。

现在，根据申请人的发明所揭示的原理，工具要保持在高温状态，结果只有有限的一部分变形过程中产生的热量在材料通过工具时被从材料（例如带料，板料或线材）上除掉。如果是冷轧，那么，正和本技术领域中一般的做法相反，应该使轧辊的温度比进口的带料高很多，並且，只进行必要的冷却，以便使轧辊维持所需要的高温。在开始冷轧操作时，可以用外部的热源向轧辊供热，以便在冷轧开始之前把轧辊加热到所需要的高温。在轧辊上只涂足以防止正在轧制的钢带粘在轧辊上的润滑剂，不使用过多的润滑剂，以免使轧辊冷却到低于所要求的温度。结果，当钢带通过轧辊时，轧辊施加在钢带上的变形，以及轧辊与钢带之间的摩擦，使得进入轧制的钢带的温度非常迅速地升高。轧制的工艺参数-压下量、轧制速度、轧辊直径、涂在轧辊上的润滑剂的量、轧辊温度和进入轧制的钢带的温度，都经过适当的调整，使之适合于所采用的特定轧制，以便使钢带迅速变形，从而给钢带以非常高的加热速度，而极高的加热速度又压低了钢的相变温度。下面还要详细阐述这个问题。

图4画出了正在用来制造申请人所发明的材料的一台两辊式轧机400的简化侧视图。箭头409表示带料401通过这台轧机的方向。轧辊403和403′旋转的方向用箭头408和408′表示。这根带料通过这架轧机时的压下量约为40%。当带料401进入轧辊403和403′之间时，断面被压缩，然后离开轧机400，成为带料404。从图中可见。带料401在进入轧辊之前，曾经在冷轧机上经过一次或多次的冷作加工。原先的冷作加工可以从存在于整个带料401中的经过剧烈变形並拉长了的（带状的）晶粒上看出来。点405和405′（实际上是横过轧辊和带料的两条线）是中性点。 在中性点上，带料的速度和轧辊表面的速度相等。在406和406′区段，带料表面的速度相应地慢于轧辊403和403′表面的速度，在407和407′区段，带料表面的速度快于轧辊表面的速度。因此，在406和406′区段，以及在407和407′区段，轧辊与带料的表面上有相当可观的滑动。因为轧辊在带料的表面上施加了很大的压力，所以这种滑动在轧辊与带料表面之间形成滑动摩擦，从而产生了大量的热。上面已经说过，本技术领域中通常的做法是在轧辊表面上和进入轧机的带料的表面上喷洒润滑剂，以减少这种摩擦。但是，在本发明中，滑动摩擦有利于在带料中产生高的加热速度。因此，不用润滑剂去减轻这种摩擦，除非为了防止带料粘在轧辊上才涂一点润滑剂。这时，也只用很少一点润滑剂。

这样，当轧辊403和403′轧制带料401时，由于带料变形产生的热量和滑动摩擦也产生热量，就使两根轧辊的温度升高。本技术领域的常规做法认为应该冷却轧辊，一般是喷水或润滑剂，以防止轧辊表面的温度升高。相反，根据本发明的做法，轧辊要预热到，或让它升高到或者刚超过所要求的终轧温度，终轧温度一般是几百摄氏度。确定的终轧温度取决于所采用的特定的加热速度，而该特定的加热速度又取决于轧辊使带料401变形的速度。根据本发明的做法，通常是在给定其它轧制工艺参数数值的条件下，适当调整轧制速度，以便借助于变形和滑动摩擦，在带料上产生出每秒几万摄氏度的加热速度。

具体说，轧辊403和403′的速度可以很容易地调整到使带料具有所要求的瞬时加热速度，因而也就是所要求的相变的深度。申请人具体进行的各种试验验证了这一点。为进行试验，申请人建造了 一台两辊式试验轧机，所用轧辊的直径为20英寸（约50.8厘米）。用这台轧机，一件低碳钢带试样（含碳0.08%），首先用常规的冷轧工序压下50%，即厚度从0.12英吋（约0.3厘米）压到0.06英吋（约0.15厘米）。然后，用煤气辐射加热器把这台轧机轧辊的表面加热到300℃，轧辊的速度调整到表面速度为3000英尺/分（约为914米/分）。轧辊间隙定为使带料的厚度从0.06英寸（0.15厘米）压缩到0.03英寸（约0.076厘米）。这样调整好了之后轧辊与试样相应表面的接触距离大约是0.7英寸（约1.8厘米）。由于试样厚度的压下量约为50%，所以试样离开轧辊的速度如予计的那样，为3750英尺/分（约为1143米/分），大约比试样进口处的速度快25%。这样的表面速度是现代冷轧机中使用的有代表性的速度。实际上，有些现代冷轧机目前采用的出口速度达6000英尺/分（约1829米/分）。3000英尺/分的表面速度至少使试样的表面和相应轧辊的表面之间有0.0016667秒/英寸（约为0.000656秒/厘米）的接触时间。因此，接触的时间是0.00116秒。一当试验轧机的工作参数都达到了所要求的数值，就把冷轧到0.06英寸厚的试样送入轧机。如果在随后的试轧操作时，试样材料表面区域的温度升高200℃，这就大约相当于180，000℃/秒的加热速度。有这样高的加热速度，就可以予期试样表面部分的最后温度将提高到超过压低了的Ac3温度，于是位于表面部分的材料就会在这个温度下发生相变。从图12和图13可以明显地看出，表面区域确实发生了这样的相变。

图11是试样的部分横断面的显微金相照片，该试样在经过试验性的轧制工序后具有经过相变的表面部分和未相变的芯部。这幅显微 金相照片用2%的硝酸乙醇腐蚀液腐蚀以便明显地显出试样的晶粒，照片的放大倍数是125倍。在这张显微金相照片中可以看到，上表面的粗糙不平表明，在试样表面和一根轧辊的表面之间发生了一些表面粘结。让这种表面粗糙的带料通过后面一架轧机，在带料卷起来之前给它进行一次很轻微的表面光整冷轧，就能很容易地消除掉这种带料上的粗糙不平。

图11所示的试样中发生过相变的表面部分，在图12中看得很清楚。图12是这个试样发生过相变的表面部分的显微金相照片，放大倍数为500倍。发生过相变的部分的厚度在0.001英寸到0.002英寸（0.0025-0.0051厘米）之间。由于轧辊和先前的冷作加工所加给试样的变形量有限，所以试件中距经过相变表面的深度大于0.002英寸处的材料温度未达到Ac3或Ac1温度。所以，相变所达到的深度也不超过经过相变的表面以下0.002英寸。试样内经过相变和未经相变的材料的硬度在显微硬度机上进行测量，测量时用一个金刚石压头压入试样，载荷为50克。测量结果，在经过相变的表面以下0.015英寸（约为0.38厘米）处，也就是在试样中心（芯部）处，材料的硬度是178HV50。测得距表面的深度为0.0005英寸（约0.0013厘米）处，材料的硬度为66HV50。此处的硬度单位是威氏（Vickcrs）硬度（HV），其中第一个数字表示测得的硬度值（即178或66），而第二个数字（即50）表示测量时的载荷，单位为克。可见，试样芯部的硬度是经过相变的表面部分的2.5倍多。通过使用更高的变形速度，相变便能更深地渗入试样，因为更高的变形速度把更大的一部分能量通过相变分配给了材料，而减少了耗费在滑动摩擦上的那部分能量。使 用直径比试验轧机实际使用的直径小的轧辊便能得到更高的变形速度，也就是说，使用直径小于20英寸的轧辊。如果使用直径为5英寸（约为12.7厘米）的轧辊，那么变形速度将增加44倍而不必提高钢带的表面速度。申请人注意到，变形速度起作用的方式类似于瞬时加热速度。因此，变形速度必须确定为能产生超过所加工的材料在CHT曲线上给定的计算加热速度或平均加热速度2或2.5倍的瞬时加热速度。再有，提高轧辊的温度只能提高很少一点钢带的表面温度，因为轧辊与钢带的接触时间很短。

已经指出过，试验轧制操作只使得试样的表面部分产生相变。这是因为在试样的厚度（横断面）上温度分布得不均匀。表面或靠近表面处的温度比试样芯部的温度高。所以，芯部的材料不转变为奥氏体。这个变化过程而图解法示于图5。图5中带料501用轧辊403和403′轧成带料504。这根带料在相应的表面512和512′下面分别有区域510和510′，这两个区域具有等轴晶粒，如晶粒515和515′。这根带料还有经冷作加工的芯部511，芯部中是长条形晶粒，以晶粒518来代表。轧制这样的带料，带料的变形速度和出口温度要这样来控制，即带料表面上的材料全部发生相变，也就是升到超过Ac3温度，而芯部的材料不发生相变，也就是仍保持低于Ac1温度。

虽然图5中的材料501画成了具有经过变形的晶粒组织，具体说就是冷作加工过的（带状）组织，但材料501也可以是等轴晶粒组织，这样的材料也能用本发明的加工方法进行变形，使之具有带状晶粒的芯部和等轴形晶粒的表面部分。或者，材料501也可以是一种含有比较高的内能的组织，例如马氏体或贝氏体。当这种材料按照 本发明所说的那样进行变形时，带料504在靠近表面处可以是等轴形组织，而在芯部仍保持原来的马氏体或贝氏体。

由于轧辊和带料的传热性能比较低，所以只有能量传到的部分才发生加热。因而，如果在整个带料的横断面上变形是近乎均匀的，那么变形能在整个带料断面上的分配也将基本上是均匀的。但是，消耗在克服带料与轧辊之间的摩擦上的能量都集中在带料的表面部分。结果，在因变形而引起的平均加热量上再加上摩擦能，就使得带料表面的温度比芯部上升得更快。通常，处在带料504表面部分510和510′上的材料将在芯部511之前达到较高的温度，例如，Ac3温度。所以，表面区域产生相变也比芯部早些。但是，如果采用小直径的轧辊以减少滑动摩擦並提高变形量和变形速度，那么快速加热将从材料的表面部分深入到更深的部分，从而使带料更深的部分达到Ac3温度，並且随后发生相变。如果整个带料上的温度都提高到超过Ac3温度，那么整个断面就将发生相变，转变成等轴形晶粒，正如图4所示。但是，如果加热过早终止，那就可能只有表面以下达到某一定深度的那一部分材料，也就是图5中用d、d所表示的那一段距离达到Ac3温度並且相变了，而芯部则尚未达到Ac1温度。结果是，材料的表面部分转变成等轴形晶粒，延展性较好，而芯部仍保持条状晶粒，具有较高的屈服强度。

按照本发明所说的方法，有利的方面是可以借助于控制相变所能达到的深度（距离d、d′），在一定范围内调整材料的屈服强度和延展性。相变深度可在从材料表面到其中心平面之间调节到任意一个数值，即从只发生很少一点或者根本不发生相变直到全部材料都变成等轴形晶粒组织。由于未相变的芯部与经过相变的组织相比具有较高 的屈服强度和较低的延展性（符合冷作加工组织的性能），所以材料发生相变的深度将决定成品材料最后的屈服强度和延展性。具体说，如果相变只达到很浅的深度，那么成品材料主要是长条形的变形过的晶粒，这是一种具有高强度的材料，其延展性则类同于一般经过冷作加工的带料。然而，当相变的深度向着芯部增加时，更多的材料转变成等轴形晶粒，因而使它的延展性提高到超过完全冷作加工组织的材料。与此同时，由于芯部的断面积减少了，强度将相应地从完全冷作加工组织的强度上降下来。但无论如何，由于芯部或多或少总有一部分断面积是经过变形的（条状）组织，所以制成的材料就具有比完全是等轴形（完全退火）组织的材料更高的强度。强度提高的范围一般在10%-35%之间，视芯部的厚度与转变为等轴形晶粒的表面部分的厚度的比例而定。

已经指出过，相变深度能用控制带料加热的时间来调节。这个加热时间是变形量和轧制速度的函数，而变形量又决定于轧制的接触距离。在这些参数中，比起调正其它轧制参数来，使用小直径的轧辊就能比较容易地提高变形速度。目前，在一些特殊的冷轧机上，例如森吉米尔轧机，常常采用直径很小的工作轧辊。现代轧机经常在冷轧高强度材料时使用这种小直径轧辊。通过适当选择控制参数的数值（轧辊直径、轧辊温度、轧制速度和材料厚度），就能预先确定相变深度。这样，带料的屈服强度和延展性就能调整到所需要的数值，其数值的范围在完全等轴形晶粒所具有的性能和完全条状晶粒所具有的性能之间。实际上，如图8所示，由于带料中合金成份和其它特性的局部性的变动，整条带料上的相变深度将围绕着预先确定的数值稍有变动。

改变轧辊403和403′的直径，其影响可能是最大的。对于 一条规定压下量的带料501，当轧辊的直径增加时，轧辊上就有更多的表面积与带料表面相接触。因此，带料与轧辊相接触的长度，即轧制接触距离将相应地增加。这样就增加了滑动距离和摩擦热。所以，如果大直径轧辊和小直径轧辊都以同样的表面速度进行轧制，那么在同样的压下量时，大直径轧辊所产生的变形速度和平均加热速度都比小直径轧辊的低。

使用小轧辊轧制带料的技术已经很成熟了。随着轧辊直径的减小，轧辊的挠度会相应地增大。控制挠度的办法是采用适当的支承辊。这样，就要有一根或者几根支承辊紧靠着实际接触板料的轧辊（工作辊），例如有代表性的森吉米尔轧机那样，从而增加工作辊的刚度。

当减小轧辊403和403′的直径而维持其表面速度不变时，就能大大提高变形速度。轧辊直径减小的限度在于要控制轧辊的挠度和咬入角，即带料401（或501）与轧辊接触处的角度。如果咬入角太大，带料就不能顺利地喂入轧辊之间。但是，如果带料和轧辊接触的时间保持不变，而和带料接触的表面406和407（对于作为例子的轧辊403而言）的长度减少了1/2，那么平均变形速度就增加到2倍。由于变形速度决定了平均加热速度，所以对于既定的带料速度，较小的轧辊直径比较大的轧辊直径给出更高的平均加热速度。然而，随着轧辊直径的减小，发生滑动摩擦的面积也减小了，因而通过表面摩擦而得到的热量也减少了。

因此，一方面，为了使带料整个断面上都发生转变，直径小的轧辊比直径大的轧辊提供较多的整体热量和较少的表面热量，以及较高的加热速度。这将促使带料整个横断面上的温度更均匀，並能使整个断面上的材料发生转变。另一方面，使用大轧辊将会有较大的接触面积， 因而也就有较大量的摩擦热。这将促使靠近带料表面处有更高的加热速度和更高的温度，从而使表面和它附近的区域更容易相变，而仍保持芯部的材料处在未相变状态，例如象在图8所示的试样中所出现的状态那样。关于这方面，下面将详细阐述。

到现在为止，所讨论的都是分配给摩擦热和变形热的变形能大致相等的情况。如果需要很多的表面热和较少的变形热，那么在405和405′两点之间的中性线将向轧机400的出口点移动，甚至移动到中性线不再与材料相接触的点上。在这种情况下，轧辊403和403′的表面速度要大于材料504的速度。这时，在轧辊403和403′的前面就需要有一根或几根轧辊来控制材料501通过轧机400时的速度。在这样的条件下，就可能有大量的表面热加给材料501，而变形热的量却极少。

把轧辊的最初表面温度大致保持在带料所要求的最终温度上，可以加快带料表面的快速加热。由于在实践中要做到准确控制轧辊温度是很困难的，所以可以把轧辊保持在一条温度带内的任何温度上，这条温度带的范围在高于和低于带料所要求的最终温度这样两个预定值之间，例如，一条范围从低于最终温度50℃到高于最终温度100℃的温度带。轧辊保持在这种提高了的温度下，就使带料变形时从带料传给轧辊的热量损失减少到最少。反过来，如果轧辊的温度比带料的温度低得很多，那么带料将被轧辊所冷却。就算带料和轧辊之间的传热时间非常短，在这段时间里热量传到轧辊去也会使带料变形所产生的热减少，又转向降低带料的加热速度。然而，如果使轧辊保持在升高的温度下，特别是保持在接近带料所要求的最终温度时，那么，在以后变形时从带料传到轧辊去的热量就是有也是极少的，结果因变形 而产生的全部热量就都加热带料了。因此，消除了传到轧辊去的热量的损失，带料的加热速度就能提高。

考虑到上面所说的情况，申请人下面将提出并讨论他观察到的可用来支持他的发明的一些情况。

图6是一件试样的横断面的显微金相照片，试样是1018号钢制作的，具有在冷轧之前的那种未经变形的金属母材组织。这幅显微金相照片的放大倍数是500倍经2%硝酸乙醇腐蚀液腐蚀以便清晰地显示晶粒形状。如图中所示，全部组织都是等轴形晶粒。这件试样的机械性能基本上没有方向性。

图7是和图6中同样的金属母材横断面上的显微金相照片，但是是在试样用冷轧把它的厚度压下大约80%后拍下的。这张显微金相照片的放大倍数也是500倍，也是用2%硝酸乙醇腐蚀液腐蚀来显示晶粒形状的。冷轧给予的变形所造成的长条形晶粒（条状组织）的机械性能方向性十分明显。在经过变形的组织中任何地方都没有发生过重结晶或转变。这种经过变形的组织硬度值是图6中等轴形金属母材的硬度值的两倍多。

图8是和图6中的同一种金属母材的试样800横断面上的显微金相照片，但是这个试样按照本发明的方法进行了变形，具体说，就是用GLEEBLE    1500设备，沿箭头804和804′的方向，对着试样的相应锻造表面进行高速锻造。这张显微金相照片是用2%的硝酸乙醇腐蚀液涂敷在断面上而得到的，以便看清晶粒的轮廓，放大倍数是100倍。再明确的说，变形速度、滑动摩擦和温升都高得足以在试样的表面部分810和810′处产生完全的转变，810和810′这两个部分包括相应的表面812和812′並向芯部811 延伸。试样中的组织从表面区域810和810′上的低硬度等轴形晶粒变化到因变形而产生的拉得很长的（条状）组织。发生在表面上的滑动摩擦产生了足够高的加热速度，使得位于表面处的材料超过Ac3相变温度，因而发生完全的相变。相反，加在处于芯部811的材料上的加热速度却不足以使芯部的温度提高到超过Ac1相变温度。因此，芯部811上的材料完全没有发生相变。然而，在813和813′区域内的加热速度虽足以使该区域上材料的温度升高到超过Ac1温度，但却不足以使它超过Ac3温度。结果813和813′区域成了两相区，而且处在两相区内的材料，各种组织，即等轴形晶粒和长条形晶粒都占适中的数量。为了制造上述试样，申请人利用上面提到过的GLEEBLE1500设备来模锻SAE1018号钢的试样在一架冷轧机上的加工工序，这台设备由申请人按上面所陈述过的方式进行了改进。试样厚32毫米，宽5毫米，高7毫米，在3.2毫米的方向进行压缩。具体说，用INCONEL718园柱形测砧（INCONEL是国际镍公司的注册商标）夹住试件，试件的放置方式是通过高速锻造产生高速变形。在刚要变形之前，把测砧预热到400℃，並把试件直接放在测砧之间。为了提供足够快速的变形，把GLEEBLE1500设备的打击速度调到1200毫米/秒。在这样的打击速度速下，用GLEEBLE1500设备在试样表面上测得所产生的整体加热速度为24，000℃/秒。

由于制造试样800的金属中含有两种形状根本不同的晶粒，所以这个试样中的材料就处在不同的能量水平上。长条形经过变形的晶粒拥有相当大的能量，因为施加在材料上的能量首先要克服存在于bcc晶粒组织（即完全退火组织）内的晶体内部的结合力，然后 再使晶体发生塑性变形。塑性变形大大增加了存在于变形组织内的位错密度，使它大大超过了存在于低硬度的完全退火材料内的位错密度，因而也就大大提高了变形组织内的内部应变。而等轴形晶粒是未经过变形的，这种晶粒内的内应力比较小，而且所具有的内能也比变形过的晶粒少得多。所以，从图8所表示出来的组织可以看出，形成芯部区811的晶粒中的能级大大超过形成表面区810或810′的晶粒的能级。而两相区813和813′内的能级则介于芯部区和表面区之间。这种能量的差别使芯部具有高的强度而表面区具有延展性和良好的可塑性。现有技术根本不可能用象本发明人所说的方法那样制造出一种多能级的组织。这是因为在本技术领域内以往公知的用来产生无内应力低能级（等轴形）晶粒的基本工艺方法是退火。通常，带料退火不象申请人所发明的工艺方法那样能使它产生局部的相变。明确地说，无论是成批退火还是连续退火都是靠把带料整个横断面上的整体温度提高到超过Ac3温度，以便在整条带上产生完全经过相变的组织。结果整条退火带料都转变到低自由能的状态，也就是等轴形晶粒组织。经过完全退火的材料中不存在经过变形的晶粒。要象申请人所说的那样，有选择地使带料的相变进行到表面以下予定的深度，使用本技术领域中现有的技术是很难达到的。特别是，退过火的材料容易发生大的应变，有发生断裂的不利倾向。当退过火的材料断裂时，先从表面开始有裂纹，然后逐渐向内朝芯部发展于是芯部也开裂了。但是，在申请人所发明的材料中不可能产生这种断裂。具体说，就是芯部材料中比表面区域材料中的应力要大得多。因此，冷却过程中在芯部发生的最后的应变使得表面区域处在受压的状态。这样就防止了表面因屈服强度低而开裂，而这种开裂现象却是完全退火的材料在受 到大应变时的特征。此外，当经过变形的结晶组织具有较高的内能而且位于材料的表面时，容易发生腐蚀。而申请人发明的材料表面经过相变，所含的内能少，因而有利于提高材料的抗腐蚀性能。

图9是试样800上沿图中的816-816′横断线所测得的显微硬度值的曲线，该曲线画成横过试样的距离的函数。试样上的表面812和812′相当于曲线的顶端和底端。此曲线上所标的硬度值是采用100克载荷，用努普氏（Knoop）显微硬度试验测量试样而获得的。很明显，试样800的材料在靠近两个表面812或812′处的硬度要低得多。位于芯部811的材料的硬度大致等于SAE1018普通碳钢用冷作加工压缩大约90%后的硬度。不过，靠近表面的材料的硬度稍高于完全退火的SAE1018普通碳钢的硬度。因为钢的强度与它的硬度成正比，所以位于靠近试样800表面处的材料的强度就比芯部材料的强度低。但从另一个角度看，硬度低的钢的延展性却比硬度高的好。因此，靠近试样800的表面812和812′处的材料的延展性就比芯部811处材料的延展性好。在两相区813和813′内的材料的硬度和延展性则处在芯部811和表面区810、810′的相应的值的中间。这样，图8中的材料就有利地兼有良好的表面延展性和高强度的芯部，使得一种材料既有好的可成形性又有高的强度。

按照申请人的发明经过强化的低碳钢带可以用多架冷轧机的一架轧机来制造，或者用单架轧机来制造。例如，一台五架轧机中的第四架轧机经过适当的调整，就可以在带料通过该架轧机时，使带料表面部分发生所需要的相变。如果这种发明的合金用这种方式生产，那么，合金从轧机上轧出来之后就马上可以使用。不需要任何退火之类的热 处理。此外由于相变是在只有几百摄氏度的温度下发生的所以经过相变的带料上即使有表面氧化皮也是极少一点。如果还是生成了氧化皮，那么这样的氧化皮也很容易用普通的轻度酸洗工艺方法，用很少的设备就能除掉。

现在，大家可以了解到，任何能发生同素异构转变的材料，例如任何一种低碳钢，按照本发明所说的方法，都能进行强化，强化的程度为35%或更高，並且仍具有适当的延展性。上面已经指出过，钛、锡、锰、各种铝合金、各种铜合金和各种镍合金也都是能进行同素异构转变的材料。钛合金，虽然十分昂贵，却有广泛的用途，特别是用于飞机外壳上，因为设计飞机外壳时，高强度和减轻重量是关键问题。这样一些材料可以通过申请人在本案中所公开的方法加以硬化，並同时保持其延展性。例如，可以强使一定厚度的钛板（或带）在从表面延伸到某一预定深度的区域内发生转变，使这一区域内产生延展性好的等轴晶粒组织，然而使芯部仍保持因变形而硬化的冷作加工组织。这样的板料要比完全退火过的板料的强度高，但却有与后者近的延展性。为了得到和强化过的板料相同的强度，完全退火过的板料就要制造得比强化过的板料厚些。这样，就要消耗更多的材料並提高成品板料的成本。但是，如果采用由本发明提出来的方式强化过的钛板，就可以采用比较薄的板料，这样，可比以往采用的材料节约成本和重量。由于钛合金十分昂贵，而且往往一个产品上所用的量很大，例如制造一架飞机时。所以，在一个产品上造成的材料上的费用节约就十分可观。此外，如本说明书中所陈述的，经过强化的普通低碳钢一般能提高强度35%之多，所以可以用来代替其它价格较贵的钢材。换一种方式，在许多产品中，例如汽车和器具的外壳零件，可以广泛 使用较薄的经过强化的钢材，从而可以比使用较厚的经过完全退火的低碳钢大大地有利于减轻重量和节约材料。

申请人发明的强化材料与市场上能够买到的具有高强度和适中的可成形性的合金材料相比具有若干突出的、重要的优点。

第一个重要的优点是价格便宜。具有同按本发明制造的强化材料同等强度和可塑性，而且是用常规方法制造的合金材料种类很多，但都比该强化材料贵。这里有好几个原因。首先，用常规方法生产的具有高强度和良好可塑性的合金材料，需要稀有而昂贵的合金元素，例如钴和钒。而新发明的强化材料的优点是需要很少一点，或者甚至根本不需要任何合金元素就能使材料具有和用常规方法生产的合金材料同样的强度和可塑性。其次，用常规方法生产的合金材料需要进行复杂的热处理才能使材料提高强度和具有良好的可塑性。具体说，用常规方法生产的合金材料在从冷轧机上轧出之后要进行热处理。而进行热处理就需要有能完成连续退火或者成批退火的设备。退火炉以及与之配套的辅助设备，例如轨道、车辆、牵引车、吊车和制备保护气氛的设备等等，都是很贵的，而连续退火设备则更贵。还有，当用常规退火方法在很短的时间内获得完全等轴形的晶粒，以便最后的晶粒组织具有延展性时，必须在高于Ac3的温度下才能进行。在这样高的温度下，带料的整个表面上会产生大量的氧化皮，除非是在保护气氛中进行退火。用来除去大量氧化皮的设备是很昂贵的，而且一般要使用有危险性和有腐蚀性的试剂，而买这种试剂和弃置这种试剂的费用也很高。反过来，在保护气氛里退火需要大量适用的气体，例如氮气或者裂解的氨，而裂解的氨是很贵的。这样，退火设备要花费很高的基本费用和大量的运行费用，而这些费用大大增加了用这种设备制造 出来的成品带料的成本。新发明的强化材料不必承担任何上述费用。由于申请人发明的材料是在比较低的温度下，即几百摄氏度下进行相变的，所以在材料上生成的表面氧化皮极少，这一点上面已经指出过了，而且只要采用简单和便宜的轻度酸洗工序便能除掉。如果没有产生表面氧化皮，那就不必进行酸洗工序，从而使加工费用进一步降低。此外，用常规方法生产的材料，在它们退火之后常常要用冷轧来提高材料的硬度。申请人发明的强化材料，由于取消了常规退火，就不需要专门经过冷轧机来提高强度。这样，又取消了一道或者几道冷轧工序，以及相应的劳动力和轧机，而在制造用常规方法退火的材料时，这些一般都是不可少的。因此，这就又比常规方法生产的材料多节约了费用。

此外，普通碳钢施行电阻焊和成形要比高强度低合金钢（HSLA）或合金钢容易得多。因此，采用按上述方式强化过的普通碳钢代替具有同样强度和延展性的、用常规方法生产的高强度低合金钢或合金钢，就能采用简单而便宜的焊接工艺，从而进一步节约费用。

由于节约了这些费用，所以，采用申请人发明的强化材料来代替具有同等强度和延展性的高价合金材料，就有很大的利益。具体说，价格低廉延展性好的低碳钢，一般没有太高的强度，现在可以按上面提到的新发明的方法进行强化，並且仍能保持其延展性。因此，过去需要用常规热处理方法制造的高强度合金钢的场合，现在已可以用强度较低的普通碳钢制成的、新发明的低碳钢材料来代替了。这种材料用冷作加工过的芯部进行强化，並且具有加工性能良好的、等轴形晶粒的表面区。新发明的加工方法並不限于低碳钢，还可以用于加合金的材料。例如，可以按照本发明的方法强化低合金材料，使 之具备可与用常规方法生产的高合金材料相比拟的屈服强度和延展性，从而可以减少制造强化材料的合金元素的用量，因而也就降低了材料的成本。

和用常规方法生产的，具有高强度和良好可塑性的合金材料相比，申请人的强化材料的第二个重要优点是减少了机械性能的方向性和上面已经提到过的改善了抗腐蚀性能。用常规方法生产的材料是在退火之后通过冷作加工而使材料硬化的。在材料表面的最后的组织中有变形过的晶粒，这种晶粒呈现有方向性的弯曲性能。因此，横向的应力常常在冷轧材料上引起表面裂纹。这种裂纹以后将向内部扩展，最终使得材料整个断面失效。相反，申请人发明的材料表面上的等轴形晶粒具有较低的内能，而且在各个方向上都有相当好的延展性。所以，申请人发明的材料基本上没有方向性，因此，与常规规方法生产的合金材料相比，对表面裂纹的敏感程度要小得多。

本技术领域的技术人员都清楚地了解，图4和图5中所示的轧辊可以是几种公知的不同形状中的一种。此外，还可以有多架轧机，依次使带材发生相变。这时，每一架轧机都使带料产生高速变形，从而引起相变。依次进行的每一次相变使得晶粒逐步细化，即，在依次经过一部分或者全部相变的区域，晶粒越来越细。由于在每一架轧机上的相变都是局部的，这就有利于为取消在各个轧制道次之间分别进行的热处理提供可能性。这样，带料是只经过一道轧制还是依次经过几道轧制，以产生依次发生的局部相变，将决定于，至少部分地决定于带料在每一道次所要求的压下量和最后所需要的厚度。

图13是申请人发明的设备的另一个实施例的简化侧视图，具体说，是一台单架四辊轧机1300，这台轧机有两根工作辊1310 和1310′，还有两根支承辊1303和1303′。当输入的带料1301进入轧辊之间时，工作辊与带料接触。经过轧制的1304在从工作辊之间的缝隙中出来时沿着箭头1309所示的方向运动。工作辊1310和1310′分别按箭头1308和1308′所示的方向旋转，而支承辊1303和1303′则分别按箭头1304和1304′所示的方向旋转。因为工作辊的直径比较小，所以轧制输入的带料1301所需要的力比用较大直径的轧辊时小。工作辊直径一般为5-10英寸（约12.7-25.4厘米），而支承辊的直径一般在10-40英寸之间（约25.4-101.6厘米）。此外，这些轧辊的支承轴承（公知的部件，图中未示出）也必须承受很大的力。如上所述，本发明的方法所采用的工作辊是必须在高温下工作的。为了使工作辊的支承轴承在低温下工作，工作辊的轴头和全部工作辊的支承轴承可能需要冷却。或者，如果工作轴表面上的材料是导热性能很低的材料，那么，即使不是取消也是减少了冷却的需要。采用这种材料将有利于让工作辊表面温度升高到适当的温度，而轧辊的芯部和轴头却仍保持为室温。因此，工作辊的表面可以是一层用适宜的陶瓷材料或高温材料做的有相当厚度的外套。例如，如图13所示，工作辊1310和1310′都有一层用适宜的材料，例如碳化硅做的，分别粘结在轴（或芯部）1312和1312′上的外套。因为这种陶瓷材料的导热性能差而且比热小，所以加上很少一点热量就可以把轧辊表面的温度提高。此外，材料的导热性能差，还能限制从轧辊表面传到轴1312和1312′上去的热量，並因而即使不是取消也是减少了冷却工作辊支承轴承的需要。还有，如果是森吉米尔轧机，它的工作辊是由几根支承辊来限定位置的，就不需要工作辊的 支承轴承了。很明显，用陶瓷或者高温材料外套的轧辊比完全用金属（例如铸铁或钢）制造的轧辊所提供的可利用的热量较少。这样，工作辊采用陶瓷或者高温材料外套1311和1311′，除了减少传到工作辊轴1312和1312′上去的热量之外，也使由工作辊传到支承辊1303、1303′上去的热量相当少。

当轧辊和材料1301接触时，工作辊的表面温度维持在所要求的温度是很有利的。工作辊1312和1312′在其出料侧分别用喷雾冷却器1313和1313′冷却，这两个冷却器把水或水与油的适当的混合物喷到工作辊上。在刚开机的时候和在整个轧制工序中有必要的时候，轧辊1312和1312′还分别用适当的加热器1315和1315′加热，加热器放在轧辊的进料侧。这种加热器可以是辐射加热器。进来的带料1301用喷雾冷却器1314和1314′进行冷却，以保证带料的温度在进入轧辊缝隙时接近室温。前一道冷轧在带料1301上产生的热量必须在带料进入轧辊1310和1310′之前除去。如果这根带料是在相当长时间之前冷轧的，並且有足够的时间使它冷却到或接近室温，那么这条带料就不需要冷却了。这种冷却和加热程序和在冷轧时正常遇到的情形不同，因为工作辊进料侧可能需要加热到一个必要的温度。

支承辊1303和1303′可以用铸铁制造，或者用一般用于支承辊的适当的钢材制造。工作辊1310和1310′的轴以使用适当的钢材为宜，最好是高强度合金钢。由于在轧制工序中工作辊会产生一些弯曲，所以工作辊芯部所用的材料必须能经受住轧制工序中可能存在的连续的和间歇的侧向载荷。如果预期工作辊会遇到很大的侧向载荷，那就可能需要附加的侧向支承辊。工作辊表面所采用的材 料必须很硬，能够经受住很大的压缩载荷，适于进行表面抛光，以便使经过轧制的带料具有令人满意的轧制表面，並且还要在高温下保持稳定，因为在本发明的方法中要遇到高温。工作辊必须承受的最高温度大约是500℃。因为陶瓷（或其它适当的高温材料）大约到1200℃还保持稳定，而且很容易得到，所以专门研制了一种轴上带有用这种陶瓷（或其它高温材料）做的外套的轧辊，用它来做工作辊是适宜的。换一种方式，工作辊也可以这样制造，即用一根钢制的轴，外面覆盖一层适当的绝热材料（可以是陶瓷），然后再套上保护这层绝热材料的管状外套（象一根厚壁管那样）。由于适用的陶瓷（或高温材料）目前容易得到，所以用陶瓷代替金属来制造管状外套是有利的。

按照本发明所说的方法制得的具有等轴形表面晶粒组织和带状晶粒芯部的材料。只是芯部材料的机械性能有方向性。芯部材料中残余的方向性可以利用横轧工艺减少或消除之。横轧时，一般是在带料插入横轧机之前剪成适当的长度，这样就不必使用很昂贵的连续横轧机了。

此外，如上面所指出的，除轧制之外，其它的工艺方法也可以用来产生高速变形。这种工艺方法可举出锻压和挤压（拉丝）。因此，表面是等轴形晶粒而芯部是长条形晶粒的材料是很容易制成的，例如，板料（带料）可用轧制，线材可用挤压，如果是其它形状，特别是薄断面，可用高速锻压，其中包括，但不仅限于爆炸锻压。如果用挤压，挤压模必须允许温度能升得很高，而且最好不用或用很少一点润滑剂。很明显，材料被迫通过模具的速度和所得的断面缩减率要调整得适当，以便被变形的材料有所需要的变形量和造成很高的加热速度。如果要 利用润滑剂，其用量也只足以防止材料粘在模具上而不足以冷却模具。模具还应保持在稍稍超过材料所要求的最后的终了温度，以便防止模具传热而使材料冷却。由于象上面提到的轧制中采用的方法那样免除了热传导损失，就能有效地提高材料的加热速度，从而进一步压低相变温度。

按照本发明所说的方法制造所得到的实际线材的立体剖面图大致如图10所示。图10中，线材1000中有经过变形的长条形晶粒的芯部1010，它具有高的强度，沿轴线同轴排列的两相区1020和表面区1030。表面区从表面1040沿径向向内延伸，由经过相变的等轴形晶粒组成，等轴形晶粒使线材具有延展性。虽然图中所画的是圆形断面，但是，只要改变模具的孔形，就可以很容易制造出其它断面形状的线材，例如方形，矩形、椭圆形或三角形的。

虽然本说明书中举出並描述了本发明材料的各种实施例，但是，本专业的技术人员现在可以清楚地认识到，还有许多其它不同的具体材料，也可以按照本发明所说的方法来制造。

Claims (7)

1、由一种金属母材制成的材料，这种金属母材具有能够进行同素异构转变的组织，并有连续的加热时的上、下相变温度，其特征在于，金属母材在足够高的速度下变形，该变形足以在金属母材内产生超过10000℃/秒的加热速度，使金属母材中内能变化的速度足以压低同素异构转变温度，并在一部分金属母材中诱发同素异构转变，使上述材料在横断面上有下列三个区域；

(1)第一区域，该区域实质上是大致为等轴形的晶粒，从上述材料的表面向内延伸到上述表面以下的一定深度，此区域的特点主要是位于该第一区域内的所有金属母材的温度达到或高于上相变温度，从而转变成上述大致为等轴晶粒；

(2)第二区域，该区域实质上是未发生相变的晶粒，处在该材料的残存部分内，此区域的特点主要是位于该第二区域内的所有金属母材的温度都没有达到下相变温度，因而没有发生相变；

(3)第三区域，该区域位于上述第一区域和第二区域之间，实质上具有等轴的和未发生相变的两种晶粒，该区域的特点是位于该第三区域的金属母材的温度达到或高于下相变温度，因而至少有一部分发生相变。

2、如权利要求1所述的材料，其中金属母材是钛合金、锡合金、铁合金、锰合金，能发生同素异构转变铜合金、能发生同素异构转变的铝合金或能发生同素异构转变的镍合金。

3、如权利要求2所述的材料，其中所述的变形是由轧制、挤压或锻压产生的。

4、如权利要求1所述的材料，其中变形是由轧制该金属母材的带料产生的，所述的带料保持相对较低的温度，而与上述带料接触的轧辊则保持上述带料所要求的较高的温度。

5、如权利要求4所述的材料，其中金属母材在进行上述高速变形之前含有较高的内能，或者是经过变形的结晶组织。

6、如权利要求5所述的材料，其中金属母材是马氏体组织或贝氏体组织。

7、如权利要求4所述的材料，其中金属母材在进行上述高速变形之前具有大致为等轴晶粒组织。

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