CN1030257A - 通过快速变形成形可变强度材料的设备及所用方法 - Google Patents

Abstract

一种用基体金属生产高强度且可加工性好的金 属材料成形方法和装置。该基体金属具有能承受同 素异形转化的结构。该方法和设备包括用以使基体 金属在变形之前保持于较低的温度，使工具(最好是 轧辊)保持于由基体金属提高的所需温度，用所说工 具通过轧制、挤压或锻压使基体金属快速变形，以降 低基体金属的上下转化温度，使其金属结构基本上转 化成等轴晶粒的方法和装置。

Description

本发明涉及成形一种高强度、可塑性良好的材料的设备及其所用的方法。通过适当的基体金属例如低碳合金钢的快速变形，以便使金属的内能产生高速变化，这种高速度变化降低了基体金属的转化温度并由此导致金属内部发生同素异形金相转化。

进行同素异形转化的那些材料是极为重要的商业产品，这些材料已经存在许多世纪了。这些材料中的一类，也很可能是为人所知的最古老的和所有材料中使用最广泛的材料之一，这就是钢。钢不仅赋予产品强度和刚度，而且钢还可以加工成任意一种形状。由于这些原因，钢在许多领域里具有广泛的用途，尤其是作为许多产品的主要成分。

一块钢的化学成分与其热的和机械加工的过程一道决定了钢的机械性能。碱性铁，即不含任何杂质的铁，是相当软的。因此，人们经常把各种元素，例如碳，溶入铁中以改变铁的物理性能。具体来说，制造钢首先要在高炉中加热铁矿石、石灰石和焦碳以形成铁水，这种铁（或钢）水里通常含有极高水平的硅、锰、碳等损害所得合金产品物理性能的元素。因此，这些铁水还要放入氧气顶吹转炉或平炉中用氧气精炼，使杂质的含量水平降低至合格的低值。然后铁水排放或注入带耐火材料衬的铁水包中，在此期间其它合金元素和各种还原材料添加到钢中，以便确定钢的最终化学成分。

接着，钢在下一步的工序中用模子或连续铸造工艺浇铸成钢锭或板坯。随着化学成分的确定，所得钢的性能可以被随后的热加工和机械加工改变。

钢合金的最重要的特性之一就是具有进行同素异形转化的能力。钢的这种能力使钢可以从体心立方晶格（简称bcc）结构转变为面心立方晶格（简称fcc），并可以再转变回bcc结构。这种转化的发生并不伴随有化学成分的变化，因为在一定的温度范围内，某种包含晶格的原子特殊布置（例如：bcc）与其它布置相比是比较稳定的（即有某种较低的自由能态）。由于钢的组织总是呈现那种布置-在平衡条件下对给出的热处理产生最低的自由能。这种转化随温度的变化而频繁地发生。

不同的晶体排列会产生不同的机械性能。这样，在制钢过程中控制同素异形转化大大限定了产品钢的物理性能。目前存在着大量方法和工艺用于提供这种控制。但是最普遍的方法是用常规炉进行热处理，型典的炉有气体燃烧炉或电炉，还有适当的冷却手段，例如：水或油冷却或者喷水、喷油或气。一般来说，热处理时，一块钢要加热到转化温度以上。对共析钢来说，这个转化温度是单一值。

对于低碳钢来说，在整个温度范围内都发生转化，这种转化取决于加热速率和加热持续的时间。在以极慢的加热速率和漫长的持续时间加热时，转化开始的温度称为Ae1温度;转化（从体心立方晶格到面心立方晶格）完成时的温度称为Ae3温度。这里“e”代表平衡值。在加热和冷却期间，Ae1和Ae3温度值漂移，由此产生带状值：加热时的连续加热转化（CHT）曲线和冷却时的连续冷却转化（简称CCT）曲线。对加热和冷却来说，这些值用相应的字母“C”（法语词Chauffage意为加热）或“r”（法语词refroidissement意为冷却）表示。一旦钢被加热到Ac3温度就完全转化为高温产物，它是典型的奥氏体（碳在面心立方晶格铁中的固溶体）。然后，一旦钢被冷却到Ar1温度以下，钢转化回低温产物，典型的bcc组织。得到的这种特殊的低温产物是由所采用的特殊的冷却过程决定的。举例来说，铁素体（碳在体心立方晶铁中的固溶体）和珠光体（铁素体和碳化铁的片状交叠物，碳化铁又常称为渗碳体）作为低温产物共同存在。铁素体和珠光体一般是通过缓慢地随炉冷却或空气冷却奥氏体而形成的。另一种低温产物是马氏体，当奥氏体快速不间断地冷却，典型方式是使用冷却油或冷却水时就产生了马氏体。如果奥氏体以介于形成马氏体的冷却速率和形成珠光体的冷却速率之间的速率冷却时，可以形成贝氏体。贝氏体是另一种低温产物。每一种低温产物都具有不同的机械性能。纯马氏体组织是钢中可能产生的最硬、最脆的显微组织，而纯铁素体组织则是最软的。与纯马氏体组织相比，珠光体组织比较软，塑性也比较好，但可塑性比纯铁素体组织稍差。因此，连接在钢的机械加工之后的加热和冷却过程影响钢的显微组织和最终的物理性能。当低碳钢刚被加热到Ac3露戎希幼庞掷淙粗潦椅率保岵妇ЯＷ橹Ｕ馐且恢只镜南富Я５墓蹋霉炭梢灾馗粗葱惺危员悴浅Ｏ傅木ЯＷ橹６杂诟ǖ挠捕龋ЯＳ傅牟牧暇哂械那慷仍礁摺?

多年来，现有技术一直认为：低碳钢的加热温度Ac1和Ac3一般随加热速率的增加而从其平衡值增加。具体参见例子：Y.Laktin著的《Engineering    Physical    Metallurgy》（C.1965年：Gordon    and    Breach，纽约）一书中在第161页记载：

“以各种速率连续加热……珠光体转化为奥氏体……，不在一恒定温度上而是在某一温度范围内……。加热速率越高，转化温度也愈高。”〔强调〕

类似的学说也出现在E.J    Teichert著的《Metallography    and    Heat-Treatment    of    Steel（Ferrous    Metallurgy-Volume    Ⅲ）》（C.1944年：McGraw-Hill    BOOK    Company，Inc.;纽约）中，该书第137页记载：

“该相〔金相〕图表示在极慢地加热或冷却条件下临界点的位置，而不代表用其它任何速率时的临界位置。人们发现：当使用不同于上述金相图的条件下所描述的速率时，加热和冷却过程中临界点并不出现在同一温度。这种到达平衡条件的延迟称为滞后，这意味着当这种转化应当出现时，有某些物体的阻力影响了正在进行的转化。于是，Ac点出现在稍高于预期的温度;与此类似，Ar点则稍低。加热和冷却的临界点之间的这种差异随加热或冷却的速率而变化，换言之，加热愈快，Ac点将愈高;冷却愈快，Ar点将愈低。”〔强调〕

另外，类似的学说还出现在：编辑版的《The    Metals    Handbook》（C.1985年：美国金属学会;Metals    park俄亥俄）第28.2页;C.Keyser著的《Basic    Engineering    Metallurgy-Theories，Principles    and    Applications》（C.1959年：Prentice-Hill，Inc.;Englewood    Cliffe，新泽西）的第189页以及L.Guillet    et    al著的《An    Introduction    to    the    Study    of    Metallography    and    Macrography》（C.1922年：McGraw-Hill    Book    Company，Inc.;纽约）一书中第80-81页。上述这些学说都表明：为了在愈短的时间内获得转化，就必须使用愈高的温度。在受控制的扩散过程中，这种特性被人们典型地发现。

在钢中人们已经实现了这种重要的转化处理，现在我们讨论一下用钢锭或扁钢锭（统称钢锭）制造可用钢材例如带钢的典型方式，这种讨论是有益的，在这种典型的方式中各种转化参与到制造过程中。

钢锭成功地轧制成薄带材。经过轧钢机的每块钢锭其厚度减小而其长度增加。为了在厚度上得到大减缩量，钢锭首先在粗轧机上轧薄，然后用热轧带钢机热轧。热轧温度在Ac1以上，一般高于Ac3温度。热轧的典型温度在850～1100℃之间，在此温度区域中，钢具有较低的流动应力，与冷轧机相比只需要较少的机械能就可以获得厚度上大的减缩量。事实上，很大的厚度减缩量，大约1英吋或更大，只有在钢锭的每一个轧制道次通过一个粗轧机架时才有可能实现。在上述温度区间中钢以纯奥氏体形式存在。一般来说热轧产品的厚度在0.06英吋（0.15cm）或更大些。与退火的冷轧钢相比，热轧钢的强度稍高一些，但是热轧钢的可成形性却比退火的冷轧钢的稍低一些。一旦热轧工序完成，在冷轧之前，带钢即以受控制的速率冷却，典型的冷却方式是喷水，以便将奥氏体转化为可塑的低温产物，例如铁素体和珠光体，由此防止带钢断裂。

在一般的冶金实践中，再结晶被认为是在Ac1温度之下进行热处理钢的结果，任何在Ac1温度以上进行的热处理都可以导致部分或全部金相组织改变。

厚度小于0.06英吋（约合0.15cm）的带钢需要更好的表面光洁度和/或改善可成形性，超过了热轧带钢机产生的可成形性，于是带材进一步由冷轧机加工。这里冷轧属于未加热的金属通过轧辊以减小其厚度的一种加工过程。与热轧机所能产生的表面光洁度和尺寸相比，冷轧加工使产品具有更好的表面光洁度和更精确的控制尺寸。一个典型的五机架冷轧机可以将进口处带钢的厚度减少75%～90%，每一机架一般负责不大于40%的厚度减缩量。在轧制过程中，由于轧辊间隙中的带状材料的塑性变形和每个轧辊与带钢接触产生的摩擦能，轧辊的温度有所上升。由于有一部分能量留在带钢中，带钢的温度也有所上升。尤其是当带钢进入冷轧机时，带钢常常处于室温，当带钢从每个机架出来时其温度大大高于室温，例如，带钢处于五机架冷轧的第四机架时带钢温度可达180℃。由于最后的机架（例如五机架冷轧机的第五个机架）用于提供带钢的表面和平直度控制，该机架仅赋予带钢小减缩量，典型范围是进料厚度的百分之几至20%。因此，从第五机架排出的带钢的温度通常低于第四机架排除带钢的温度，但仍然大大高于室温。贯穿冷轧机始终，用适当的冷却剂直接喷洒在带钢和轧辊上，从而保持带钢的温度大大低于带钢材料的转化或再结晶温度。

如上所述，冷轧加工的温度低于再结晶温度。当到达再结晶温度时，具有应力的，塑性变形的晶粒开始重新结晶成为新的无应力晶粒。因此，存在于冷却的热轧产品中的等轴晶粒被冷轧加工机械地变形为伸长的（条状的）晶粒，并且在下一步的热处理进行之前一直保持这种状态。这种变形会产生若干结果，其中一些是有害的。

首先，冷轧加工事实上扭曲了带钢的晶体组织，因此带钢中的位错密度事实上增加了，这就增加了产生于带钢中的内应力。于是普通低碳钢带材的屈服强度大大增高了，增至平均约为95000磅/英吋²，而其塑性却大幅度减小了。由于一种材料在断裂前所能承受的变形量取决其塑性，个别冷加工出的材料在断裂之前只能承受小的变形量。但是为了在下一步冷轧中产生钢材的附加变形，带钢就必须有足够高的可塑性以防止其断裂。因此，为了在冷轧中进一步获得厚度上大的减缩量，带钢不得不进行一次或多次热处理，以便在下一步冷轧或制造之前提高其塑性。虽然这种热处理减少了带钢的硬度和强度，但是其塑性却有利地增加了，况且对绝大多数应用来说，冷轧机生产的带钢成品一般是过硬和过脆的。为提高其可塑性，带材成品要进行退火处理，即在退火炉中加热到奥氏体温区，然后再慢慢地从该温度区冷却至室温。这种热处理使伸长的具有应力的铁素体和珠光体晶粒首先转化为奥氏体，然后在缓慢冷却期间转化回等轴的无应力的铁素体和珠光体晶粒，由此降低了带钢中的内应力。另外带钢还可以加热至稍低于Ac1的温度，然后把温度保持一段适当的时间以便使带钢再结晶成无应力晶粒，最后再缓慢冷却。经处理得到的带钢其屈服强度大约为30000磅/吋²～50000磅/吋²，该值取决于钢的含碳量，这时的带钢能承受进一步的较大的冷轧减缩量而不致于断裂。典型的退火处理是一种箱式处理法，所用的循环是缓慢的加热，长时间保温再缓慢冷却，以便确保最大的可成形性。典型的退火温度范围在730℃～950℃之间，整个箱式退火过程可持续5至6天。为了保证退火过程不致引起整个钢厂的拥挤，人们同时运行若干独立的退火炉，但须在退火的交错阶段中。某些退火炉典型地装料，在其他物体正在加热，正在冷却和正在卸出炉内余料期间进行。不幸的是这种交错退火过程需要大量资金来安装设备和进行生产，并占据大量的空间。另外，还可以使用下面将讨论的连续退火线，以便将全部退火时间减至1小时以下。一旦带钢被退火，它还需要通过平整轧机进行平整道次，平整轧机赋予带材所希望的平度、冶金特性和表面光洁度。平整道次典型地就是：赋予精轧带钢很小的变形量，一般小于精加工带材厚度的百分之几，并且产生带钢的比例伸长。

第二，冷加工出的钢产品具有方向性。冷加工产生的伸长的不等轴的晶粒在平行于和垂直于轧制方向的方向上，赋予带钢不同的机械和电学特性。例如，冷轧未退火的带钢沿轧制方向的横截方向、即垂直于晶粒的主轴线的方向与沿平行于轧制方向相比，事实上更容易成形。再结晶和通过转化区的热处理消除了全部或部分各向异性。为了产生完全的再结晶并由此消除一切定向性效应，人们必须使用退火型热处理以便允许钢再结晶成为等轴晶粒组织。作为替换方法，还可以把材料完全地转化成奥氏体，然后再缓慢冷却至室温以便产生一种完全转化的组织，即完全的回火等轴晶体组织。

如上所述，带钢连续退火线已发展起来，它可在1小时之内使带钢退火。在这条硐呱希忠栽扑俣韧ü至⒌募尤榷魏屠淙炊尾⒃谀抢锛尤取⒈Ｎ拢ň拢┖屠淙椿虼慊稹Ｔ诟萌却砉痰娜魏我唤锥纹诩洌伎墒褂貌煌乃俾什僮鳎⑶彝嘶鹣咄ǔＩ杓瞥桑旱贝滞ü孟呤倍云浣腥舾纱稳却怼Ｎ丝焖俳牧系奈露忍岣咧涟率咸迩嗣且褂煤芨叩奈露取Ｋ淙徽庵址椒ㄉ隽擞型骋唤鹣嘧橹善罚次烁冻隽讼嗟贝蟮姆延谩＞咛謇此担馓状滞嘶鹕璞甘窍嗟卑汗蟮模话阈枰?亿美元以上购买和安装。第二，高温热处理使带钢的每个表面上产生了一层氧化皮（铁鳞氧化皮），氧化皮的数量随高温时间的增加而增加。这样就需要有另外的机械来去除这层表面氧化皮。虽然大多数连续退火线包括表面清理设备，但这种设备增加了整条退火线的费用。另外，还可以用气体保护钢材的方法消除氧化皮，当带钢运行通过连续退火线时用惰性气体或减少空气的办法遮护钢材。但是，执行这一工序的设备的费用也增加了连续退火线的开支，该费用包括基建费用和随后负担的生产费用。

鉴于这种生产过程，冷轧的低碳钢合金面临着两种选择：不退火的冷轧产品拥有比较高的屈服强度和硬度值，以及相当低的可成形性;而退火的产品具有高度的可成形性，以及比较低的屈服强度和硬度值-一般低于未退火冷轧产品的一半。虽然低碳钢合金是所有商业上可得到的钢合金中最廉价的并由于此原因被广泛地使用，但是一块低碳钢合金并不能同时兼备高强度和高度的可成形性。于是使用者要决定：对于用户给定的用途，两个特性即高强度和良好的可成形性哪个更为重要，然后据此选择材料。但是在一些应用中，可成形性-强度的选择是不能允许的，即，这里要求钢必须同时兼备高强度和良好的可塑性，于是人们通常使用高强度低合金（HSLA）钢或其它种类的钢以代替低碳钢。不幸的是这类钢更难于生产，因此它比低碳钢昂贵得多。另外，与低碳钢相比这些钢常常更难于焊接和成形。

进一步来说，用于制造马口铁的“黑钢皮”的生产是另一个例子：目前现有技术的加工过程不能为最后使用期提供适当的材料。尤其是美国专利2，393，363（1946年1月22日-颁予J、D    Gold    et    al在下文中称为′363    Gold    et    al专利）和3，323，953（1967年6月6日颁予A.Lesney-在下文中称为′953Lesney专利）公开了几种旨在获取一种材料，例如带钢的方法，该种材料具有坚固的芯部和柔软的表面。′363    Gold    et    al专利揭示：利用常规热处理以获得再结晶表面和未进行再结晶的芯部。具体来说，一种适当材料进行表面加热至相当高的温度值，达1500°F（约合816℃），这足以引起表面的再结晶。一旦该材料再结晶已达到所希望的深度，就停止加热，然后该材料适当地冷却以便散除多余的热，这样作也抑制了进一步的再结晶。′953lesney专利揭示一种特殊材料的应用，该材料的表面区所含的材料比位于芯部的材料更易于进行再结晶。具体来说，该特殊材料，即最大含锰量小于0.15%的沸腾钢，在相当高的温度下以带钢形式退火，退火温度为800～1150°F（约合427～621℃）。退火时间足以使带钢表面充分再结晶，但不足以使带钢芯部进行再结晶。

依靠表面再结晶的那些现有技术过程，例如′363Gold    et    al专利和′953Lesney专利所揭示那些过程具有若干缺陷，这些缺陷严重地限制了它们的商业用途。首先，这些过程依赖于向被处理材料的所希望的深度供给数量受控制的热能。材料所吸收的热量随许多因素变化，例如周围空气的导热性和材料表面的反射性。不幸的是对不同材料甚至同种材料的不同块来说，这些因素都是可变化的，因此使加热过程的控制复杂化，况且由于再结晶是一种受控的扩散过程，它是依赖于时间。通常，一种材料甚至材料的某部分的再结晶过程需要相当长的时间间隔，即使不到几分钟，一般也持续数秒钟。由于这些原因，在重复加热同种材料的不同块的条件下，加热材料以便在整个特定的时间内向材料表面某一所希望的深度供给数量受控制的热，是极难准确地实现的。

因此，现有技术中存在着对新材料的需要。该种新材料应从廉价的原料中，例如低碳钢合金中产生，并且与目前可得到的各种材料相比这种新材料应用时兼备较高的强度和较好的可成形性。还存在另外一种需要，即需要能用来容易和廉价地生产这种材料的设备及其方法。这种方法将不再依赖于再结晶。

根据上述，本发明的目的是提供设备及用于该设备的方法，能够用来容易和廉价地生产具有同素异形转化的材料，与目前技术中可得到的各种材料相比，该材料具有较高的强度和良好的可成形性。

另一个目的是提供能用来生产高强度材料的设备和用于该设备的方法，这种材料在变形时不会出现断裂或破裂的表面。

本发明的一个详细目的是提供用于该设备的方法，这种设备能用来生产这样一种材料其包围芯部的表面具有高度的可成形性和低强度，而其芯部有较高的强度和低的可成形性。

进一步的目的是提供生产具有高强度和良好可加工性的材料的方法，该方法减少了与生产冷轧产品相联的基建费用和随之而来的生产费用。

另一个目的是提供这样的方法，它不需要把材料加热至Ae1温度引起材料转化为等轴的组织，因此大大减少了制造过程中材料表面产生氧化皮的数量。

一个详细目的是提供这样一种方法，它在材料制造期间消除或减少了材料退火的需要，由此减少了生产该材料的费用。

另一个详细目的是提供这样一种方法，它不需使用安装费和生产费用均高昂的表面清理设备。

另一个目的是提供用于这些设备的方法，生产仅有极小各向异性的材料。

在本发明的技术方案中，利用适于降低基体金属的连续加热转化温度的能级和加热速率，快速变形承受同素异形转化的基体金属，例如先被冷轧而具有变形的（条状）晶粒组织的低碳钢合金，从而实现了这些或其它的发明目的。具体来说，申请人发现，与广为人们接受的现有技术知识相反，当基体金属的加热速率增加至1000℃/秒以上时，连续加热的上、下同素异形体转化温度Ac1和Ac3大幅度降低了。事实上，对超过10，000℃/秒的加热速率来说这种下降是尤其显著的。这表明：只要基体金属以高速率加热，它将在比现有技术预期的温度低得多的温度时，从条状组织转化为等轴组织。根据申请人的发明的技术原则，正如下文要讨论的，用适当的方式快速变形基体金属组织就能够很容易地产生上述的那些加热速率。

用这种方法生产所得到的材料，例如低碳钢合金，其表面附近的晶粒已被等轴化，而其内部（芯部）却仍是条状晶粒。芯部的条状晶粒使材料的屈服强度增高，超过了横断面上全部是等轴晶粒的同种合金。沿材料表面出现的等轴晶粒使这些表面具有塑性，由此也赋予了材料塑性。

一般来说，在经受同素异形转化的材料，例如钢的生产过程中，常利用轧、锻或挤压加工消耗机械能以迫使材料通过适当的工具，例如轧辊或锻模，从而使材料变形超过其弹性极限形成一适当的形状。施加到材料上的一部分机械能用于使材料实际地变形，即克服晶体组织固有的结合能和增加其位错密度;而另一部分机械能则用来克服正在变形的材料与工具之间的摩擦，大量的这种机械能转化为热能。在轧制或挤压过程中工具与材料表面相对设置，滑动摩擦产生的热有一部分传递到工具上，其余的热量则传递给材料。现有技术教导：这种热必须除去，并通常采用水溶性油、水中的混合油或甚至是普通的水直接喷射到轧辊和材料表面进行溢流润滑，以防止轧辊和材料的温度大幅度上升至材料粘住轧辊和/或发生氧化的温度。

按照本发明的技术方案，金属在变形时其温度被迫迅速升高。

尤其是，如果采用冷轧加工时，那么与人们所接受的现有技术的习惯作法相反，可以允许轧辊的温度比进口处的带钢温度高许多，因而极少或根本不需要冷却轧辊。喷洒到轧辊上的润滑冷却液的数量仅够防止正在轧制的材料粘住轧辊，却不足以导致轧辊或材料的明显冷却。结果，带钢通过轧辊时进口处材料的温度升高。轧机参数-轧辊速度、轧辊尺寸、喷洒到轧辊上的润滑冷却液的数量、轧辊的温度和进口处带钢的温度-都进行适当的调整，用这种方法使之在一定程度上与所用的特殊轧机相称，以便使材料快速变形并由此赋予材料一个非常高的加热速率，接着，这个很高的加热速率又降低了材料的上、下转化温度。

施加于轧辊（或其它工具、例如锻模）上的机械能消耗在材料的变形和材料表面与轧辊之间的接触表面的滑动阻力上。在轧制过程中，在轧辊和带钢之间总有一个接触点或一条接触线，在该接触慊蛳呱显鹾痛值谋砻嬷涿挥腥魏位Ｕ飧龅慊蛘馓跸呷嗣浅浦行越哟サ慊蛑行越哟ハ摺Ｓ捎诖值暮岫厦婊诩跣。朐牟牧系乃俣鹊陀诓牧侠肟钡乃俣取Ｒ虼耍谥行缘闱懊嬗朐跸嘟哟サ牟牧险缘陀谠醣砻嫠俣鹊乃俣纫贫行缘愠隹谝徊嗟牟牧险愿哂谠醣砻嫠俣鹊乃俣纫贫Ｕ庵炙俣炔钜欤偌由显跏┘釉诖稚系母哐沽Γ筒讼嗟贝蟮幕Σ痢６杂谠谥行缘闱昂笥朐踅哟サ哪遣糠植牧侠此担脑诨Σ练矫娴哪芰砍３Ｓ胂脑诓牧媳湫畏矫娴哪芰肯嗟取Ｈ缟纤觯脑诒湫魏突Σ练矫娴哪芰浚徊糠帜芰孔魑杀湫我鸬母郊拥允颇艽⒋嬖?晶体组织中之外，其余的都转化为热。借助于适当的轧辊尺寸、轧辊速度和材料厚度，能量以足够高的速率供给到带钢上，贯穿材料的整个横断面，以引起穿过整个横断面的材料的温度上升到降低的Ac3转化温度以上。由于带钢的加热速率很高，Ac3温度降低了，这将使带钢完全地转化。因此，软的、低强度的等轴晶粒将充满整个材料的横断面。由于转化是在短时间发生的，这些晶粒可能没有转变得象退火产生的晶粒那样完美，尽管如此，这些晶粒仍将具有退火后的屈服强度和塑性值。

按照本发明的特征，通过调整材料的转化深度，材料的屈服强度和塑性可以在一定范围内变化，这将提供一种加工性能优良的、同时又保持着某些冷轧组织优点的带钢。尤其是已转化为等轴晶粒的表面材料，变得象退火组织那样十分易于变形，而未转化的芯部保留着冷轧组织的高强度。

本发明的材料的屈服强度和塑性范围介于全部为等轴晶粒的带钢和全部为条状晶粒的带钢的屈服强度和塑性值之间。转化深度可以设定在从表面至材料的中平面之间的任何一点。当转化深度定在材料表面时，极少或根本没有转化发生，转化深度定在材料的中平面时，全部材料都将转化为等轴晶粒组织。由于未转化的芯部与已转化的表面相比具有较高的屈服强度和较低的可塑性-这些是冷轧组织的特点。材料被转化的深度将决定成品材料的最终的屈服强度和塑性。

具体来说，由于轧辊和带钢的导热性比较低，摩擦热将集中在两者的表面，这样，由滑动摩擦引起的带钢的表面加热温度将高于带钢的整体加热温度，并且还要加上变形产生的整体加热。因此在带钢的内部（芯部）到达较高温度之前，带钢的表面材料就将达到比较高的温度，例如降低的Ac3温度，并先于芯部发生转化。结果，该材料能够被机械加工而不会发生表面断裂，相反在冷轧带钢中将发生这种断裂。由于材料的芯部未转化并保持着严重的变形，芯部的强度等于冷轧材料的强度。由此，带钢成品同时兼备了高强度和高度的可成形性。

通过控制加热速率和供给带钢的能量的数量，转化深度能够得到调整，这种控制是基于带钢与每个轧辊的接触距离、轧辊速度和带钢中引起的应变量进行的。这种控制还取决于材料中原先冷轧造成的应变量。因此，通过适当地选择轧辊直径、原先的冷轧应变量、引起的应变量、材料厚度和轧辊速度，转化深度能够预先规定，这样带钢的屈服强度和塑性也能够确定。

按照本发明的另一特征，含有部分转化的材料的带钢能够得到。假如这样，变形速率、材料的温升及变形量都可以进行调整，以便使部分材料的温度上升至降低的Ac1（下转化）温度以上，但不超过Ac3（上转化）温度。假如这样，对普通低碳钢来说，处于表面和预定的深度之间的材料将进入两相区，在该两相区中部分材料转化成等轴组织。但在预选深度以下向内到达带钢中平面的那部分材料将不发生转化。这种材料的表面有中等的屈服强度和可塑性（介于等轴组织和条状组织之间），而材料的芯部却保留着冷轧组织的较高屈服强度的特性。因此，这种材料将完全有可能比冷轧材料软，但又比完全的等轴组织硬。

通过研究下列带有附图的详细说明，可以很容易地理解本发明的技术内容。

图1是连续加热转化（CHT）图，该图是已知的现有技术，用于一种典型的低碳素碳钢，例如1018型钢。

图2表示1018钢的CHT图，图中已知的现有技术部分和图1中描述过的部分用实线表示，而图中申请人发现的高加热速率部分用点划线表示。

图3表示不同于图1的另一种合金的CHT图，该合金是中碳低合金钢型的SAE4140钢，图中已知的现有技术部分用实线表示，而申请人发现的那部分用点划线表示。

图4是申请人发明的设备的一个实施例的放大侧视图，具体来说是一单独的两辊轧机，它正在生产申请人发明的全部为等轴晶粒组织的材料。

图5是图4中所示的申请人发明的设备的放大侧视图，即一个单独的两辊轧机，它正在生产申请人发明的材料，该材料包含延伸至每一材料表面之下一预定深度的等轴晶粒和材料芯部的伸长的（条状）晶粒。

图6是冷轧前未变形的基体金属组织的试样的横断面显微金相照片。

图7是图6中所示的同一基体金属的试样的横断面显微金相照片，但是试样取自该金属已在冷轧中减少了厚度约80%之后。

图8是图6所示的同一基体金属的试样的横断面显微金相照片，但是试样取自该试样已按本发明的技术指导加工变形之后。该试样中等轴晶粒组织从每一表面向内部延伸至一预定深度，而高度冷轧的条状晶粒组织存在于芯部。

图9表示一个显微硬度值的分布图，该图是通过利用努普显微硬度试验测试图8的试样而获得的，显微硬度值作为深入试样的距离的函数标绘在图中。

图10表示申请人发明的设备的另一实施例的放大侧视图，具体来说，是一个带的边缘防护装置的单独的两辊轧机。

图11表示本发明材料的线材实施例的剖开横断面的立体视图。

图12是试样横断面的放大125倍的显微金相照片。该试样在按申请人发明的方法进行实际轧制加工之后，具有转化的表面和未转化的芯部。

图13是图12所示同一试样的转化区的放大500倍的显微金相照片。并且，

图14是申请人发明的设备的另一实施例的放大侧视图。具体来说是一个单独的四辊轧机，它使用两个工作辊和两个支承辊。

为易于理解，申请人已使用了统一的参考数码对各附图所共有的单位零件进行编号。

本发明的技术方案适用于一切表现出适当的固态同素异形转化特性的材料，这种转化有赖于快速加热。这些材料包括，例如钛、锡、铁合金（钢）、锰合金、各种铜合金、各种铝合金和各种镍合金。由于低碳钢合金是这些材料中极为重要的一类，为清楚和简要起见，下文将就这类合金来讨论本发明。在阅读了下面的说明之后，那些熟练的技术人员将会容易地认识到如何利用本发明的技术去处理其他钢合金和其它的材料，这些材料可以经历适当的同素异形转化。

如上所述，多年以来，现有技术告诉人们：随着加热速率的增加，低碳钢的加热转化温度Ac1和Ac3一般要从其下、上平衡值Ae1和Ae3上升。因而这表明：为了在更短的时间内获得转化，就必须使用更高的温度。这种增加在图1的连续加热转化（CHT）图中可以明显看出，该图是已知的现有技术，用于一种典型的低碳素碳钢-1018型钢。加热速率增加所引起的转化温度的这种增加是典型的受控扩散过程。

这幅CHT图与其它在此展示和讨论的所有CHT图相同，都是用适当改进的GLEEBLE    1500单相工频电阻加热式热/机械测量系统测得的。该系统是由纽约Troy的Duffers    Scientific    Inc.（它也拥有注册商标GLEEBLE）制造的。申请人用于产生CHT数据的所有试样都是一种直径12.7毫米的适当的钢合金棒，该钢合金棒在其中点处直径减为5毫米以保证中点处的任何一侧都有5毫米的距离，每根这种试样的两端夹持在铜质楔形爪上，这些夹爪又用适当的插座安装到测量系统中。每个试样大约长70毫米。为了获得CHT数据，用单相60HZ的输送管线上电流对每个试样进行电加热，所产生的热是通过试样和试样电阻的电流量的函数。试样的温度控制系统是一种标准的商业上可获得的GLEEBLE    1500系统，该系统已被适当的改进-更换了一个用于系统中的温度线性化电路块（块号1532），以便在工频的每半周进行温度平均测量。当单相正弦加热电流为零时，定时地进行每次测量。图1-3所示的加热速率是整体速率，这个速率是由安装在试样中跨处表面上的热电偶测出的。由于在试样中电流和热流是轴向流动的，不论加热速率如何，纵贯试样的平面和垂直于试样轴线的平面实际上是等温的。因此，表面安装的热电偶可以良好地测量装有热电偶的等温面上的任何一点的温度。在安装有测量和控制温度的热电偶的等温面上，人们测量到由于金相转化引起的试样结构尺寸的变化。由于用在GLEEBLE    1500系统中的单相交流电（AC）加热系统，加热电流在任何特殊的半周期时出现的实际瞬时加热速率大大高于所测得的整体的加热速率，一般大约高出2～2.5倍。附图中所示的瞬时加热速率用虚线表示，速度率值的单位为℃/秒。每幅图中X轴所表示的时间是诱发转化所必须的加热时间的最小长度。每个样品从室温（约20℃）开始加热。快速加热条件下的转化温度取决于供给试样的能量数量和速率。

在获得1018钢试样的CHT数据之前，试样先被加热至950℃，接着，在该温度保持20秒，然后试样以17℃/秒的线性冷却速率（C.R）冷却。

如图1所示，室温状态下的1018钢的组织将处于图中的104区，包含铁素体和珠光体。平衡转化温度记作Ac1和Ac3，曲线102表示转化的开始，因此，曲线102代表加热时的Ac1（下转化）温度。曲线101代表转化的结束，因此，该曲线表示加热时的Ac3（上转化）温度。当钢被热到曲线101以上并由此进入区100时，钢将呈现出奥氏体组织。但是，如果钢被加热至曲线101和102之间的中间温度并由此进入103区，那么钢的组织将变为两种金相，并且只有一部分将转化成奥氏体。现有技术中有许多资料表明：对比较低的加热速率（H.R）-约等于或低于100℃/秒来说，一般Ac1和Ac3两个转化温度将升高，如图1所示。因此在现有技术中人们普遍地相信：加热转化是由扩散过程控制的，在扩散过程中随着加热速率的增加，转化温度也将连续增高。具体参见一个例子：Y.Laktin著的《Engineering    Physical    Metallurgy》（C.1965年：Gordon    and    Breach，纽约）中第161页记载：以各种速率连续加热……珠光体被转化成奥氏体……，不是在一恒定温度上而是在某一温度范围内……。加热速率越高，转化温度也越高。〔强调〕

类似的观点也出现在E.JTeichert著的《Metallography    and    Hent-Treatment    of    Steel（Ferrous    Metallurgy-Volume    Ⅲ）》（C.1944年：MCGraw-Hill    Book    Compang，Inc.;纽约）中，该书第137页记载：

“该相〔金相〕图表示在极缓慢地加热或冷却条件下临界点的位置，而不代表用其他任何速率加热时的临界位置。人们发现，当使用不同于在上述金相图的条件下所描述的加热速率时，加热或冷却过程中临界点并不出现在同一温度。这种达到平衡条件的延迟称为滞后。这意味着，当这种转化应该出现时，有某些物体的阻力影响了正在进行的转化。于是，Ac点出现在稍高于预期的温度，与此类似，Ar点则稍低。加热和冷却临界点之间的这种差异随加热或冷却的速率而变化，换言之，加热愈快，Ac点将愈高;冷却愈快，Ar点将愈低。”〔强调〕

另外，类似的学说还出现在：编辑版的《The    Metals    Handbook》（C.1985年：美国金属学会;Metal    Park，俄亥俄）中的第28.2页;C.Keyser著的《Basic    Engineering    Metallurgy-Theories.Principles    and    Applications》（C.1959年：Prentice-Hall，Inc.;Englewood    cliffs，新泽西）中的第189页;以及L.Guillet    et    al著的《An    Introduction    to    the    study    of    Metallography    and    Macrography》（C.1922年：McGraw-Hill    Book    company.Inc.;纽约）中的第80-81页。现在我们几乎可以说，现有技术中的这些看法意味着：为了在更短的时间内获得转化，必须把钢加热到更高的温度。

申请人发现，与广为人们相信和接受的现有技术知识相反，Ac1和Ac3转化温度不但没有象原先想的那样升高，当加热速率增加到250℃/秒以上时，Ac1和Ac3反而明显下降了。

这一发现清楚地显示在图2中。该图是申请人用上面叙述的方式得到的1018钢的CHT图。图中现有技术部分用实线表示，该部分在图1中已有部分地描述;图中申请人发现的高加热速率部分用点划线表示，线101′和102′分别相应于转化温度Ac3和Ac1。从这张图人们可以清楚地看到，在加热速率为250℃/秒时，上、下转化温度值开始下降，这种下降实际上等于加热速率提高。

如图所示，如果试样以10，000℃/秒的加热速率加热，那么Ac1温度处于400℃以下而Ac3温度大约为500℃。这相当于以250℃/秒和1000℃/秒的加热速率加热时的转化温度-约825℃和800℃。因此，当试样以10，000℃/秒的速率加热至550℃时，试样将存在于区100中，并且全部为奥氏体组织（fcc）。把试样保持在550℃或者以适中的速率从该温度冷却试样，就会产生具有优良加工性能的柔软的塑性组织。如果加热以10，000℃/秒的速率进行并且当材料升温至400℃时即停止加热，那么所得到的材料将存在于两相区103中，因此，低温组织仅有一部分向奥氏体转化。现在，如果改用15，000℃/秒的加热速率，那么当温度仅有400℃时，试样就将全部转化成奥氏体组织。在该温度时，碳钢即使放在空气中数秒钟也只能产生很薄的一层表面氧化皮。因此，在大多数场合，即使有、也只有极少数表面需要清理。

另外，如图2中的曲线图所示，如果采用高于15，000℃/秒的加热速率，那么最高转化温度值极有可能减少到约250°～300℃。在这相对低的温度下，碳钢完全不产生表面氧化皮，因此也不需要进行任何表面清理。

图3表示一个CHT曲线图，这是申请人按上述方式得到的另一种钢-SAE4140的试样的曲线，SAE4140是一种中碳低合金钢。图3中现有技术部分用实线表示，线段301和302相应地代表上、下转化温度Ac3和Ac1;而该曲线图中申请人发现的那部分用点划线表示，线段301′和302′分别相应地表示转化温度Ac3和Ac1。区300是奥氏体区，区303是两相区而区304代表低温产物（bcc）区，这些低温组织在室温时是稳定的。正是这些低温产物决定于原先的热处理。尤其是冷却过程。这种冷却过程用于把试样温度从奥氏体区300中降下来。对于250℃/秒以下的加热速率来说，图2与图3中的曲线所描绘的转化温度Ac1和Ac3的趋向是不同的。具体来说，在图2中1018钢的Ac1和Ac3温度随着加热速率的增加而增加，直到速率达到250℃/秒为止。加热速率在250℃/秒以下时，得到的结果与人们接受的现有理论所预期的结果是一致的。但是对更高的加热速率（象图2所示的曲线那样）来说，该结果就与在现有技术中被相信和普遍接受的结果截然不同了，如前面讨论的那样。所有这些结果均已由GLEEBLE系统作出的试样的膨胀度测量证实了。具体来说，这些测量需要在试样从bcc转化为fcc并再转化回bcc过程中，测出横穿试样的等温截面发生的直径变化。

作为这个发现的结果，申请人已经认识到：在高加热速率和相对低的温度时，转化同样可能被诱发，因此，既使不是全部，也是大部分消除了表面氧化皮的发展，并且基本上不需要常规退火和去除氧化皮。在本质上，通过以高速率向材料供给适量的能量，在低（降低的）温度时导致在一定的同素异形材料中发生转化。

通过使材料快速变形能够产生很高的加热速率，例如采用轧制，挤压或锻造加工。具体来说，为了减小带钢的厚度，消耗机械能迫使带钢通过轧辊从而将带钢变形超过其弹性极限。供应到钢上的一部分机械能实际上用于使材料变形，即克服晶体组织固有的结合能。而另一部分机械能却用来克服正在变形的钢和那些轧辊之间的摩擦，大量的这种能量转化为热。在轧制或挤压过程中，工具与带钢表面相对设置，滑动摩擦产生的热有一部分传递到轧辊上，其余的热传递给带钢。现有技术告诉人们：这些热必须去除，通常用水、水溶性油和水、或油和水的混合物直接喷射到那些轧辊和带钢的表面进行溢流润滑，以防止轧辊和带钢的温度大幅度上升至某一温度，在该温度下带钢将粘住轧辊并将发生冶金学变化或氧化。

现在，按照申请人发明的技术，轧具保持高温以便材料（例如：带钢、钢板、线材）通过轧具时变形过程产生的热仅有有限部分从材料中散出。如果采用冷轧，那么，与人们所接受的现有技术的习惯作法相反，可以允许轧辊温度比进口处的带钢高许多。为把轧辊保持在所希望的高温稍有些冷却就行了。在冷轧过程开始，外部热源可以向轧辊供热以便在冷却开始之前将轧辊加热到所希望的高温。供给轧辊的润滑淙匆航鲎阋苑乐拐谠频拇终匙≡酰蛔阋越趵淙粗了Ｍ奈露纫韵隆＝峁贝滞ü跏保醺秤璐?的变形以及每个轧辊和带钢之间的摩擦导致进料带钢温度的急剧上升。正如下文要详细讨论的那样，轧机参数一减缩量、轧辊速度、轧辊尺寸、供给轧辊的冷却液的数量、轧辊温度和进料带钢的温度-都被适当地调整，使之在一定程度上与所使用的特殊轧机相应，以便使带钢快速变形并由此给带钢一个很高的加热速率，进而该加热速率又降低了钢的转化温度。

图4是一个单独的两轧辊机400的放大侧视图，该两辊轧机用于生产申请人发明的材料。箭头409表示带钢401通过轧机的方向。轧辊403和403′的转动方向由箭号408和408′表示。带钢通过轧辊后，其厚度减少了约40%。当带钢401进入轧辊403和403′中时，由此横截面厚度被减小，然后排出轧机成为带钢404。如图所示，带钢401在进入这些轧辊之前已经在一个或更多冷轧机上进行过冷轧，存在于整个带钢401中的严重变形的和伸长的（条状的）晶粒就是原先进行过冷轧的证明。点405和405′（是横跨轧辊和带钢的线）是中性点，在中性点上，带钢的表面速度和每个轧辊的表面速度相等。在区406和406′中，带钢的表面速度相对低于轧辊403和403′的表面速度。在区407和407′中，带钢的表面速度大于任何一轧辊的表面速度。因此，在区406和406′以及区407和407′中轧辊和带钢的表面之间有相当大的滑动。由于轧辊施加到带钢上的高压力和表面之间的滑动摩擦，上述滑动产生了大量的热。如上所述，现有技术中减少这种摩擦的普通作法是：向轧辊表面和进入轧机的带钢表面上喷洒润滑冷却液。然而在本发明中要在带钢中产生高加热速率，这种滑动摩擦是有益的。因此，不需要用润滑冷却液把这种摩擦减至最低限度，除非在防止带钢帖住任何一轧辊时才使用极少量的润滑冷却液。

在轧辊403和403′轧制带钢401期间，由于带钢自身被变形所产生的热和滑动摩擦产生的热，两轧辊的温度会升高。现有技术告诉人们：这些轧辊应被冷却，一般采用水或喷洒润滑冷却液，以防止其表面温度上升。与该现有技术形成对照，按照本发明的技术方案，轧辊被预热或允许升温至所希望的终轧温度或稍超过该温度，一般这个温度数百摄氏度。这个严格的终轧温度取决于所用的特殊加热速率，而该加热速率又取决于轧辊使带钢401变形的速率。一般来说，按照本发明的技术方案，对于其他轧机参数的给定值，轧辊速度一般可以适当地调整，以便在带钢中由于变形和滑动摩擦产生数万摄氏度/秒的加热速率。

具体来说，轧辊403和403′的速度能够容易地调整，以便提供所希望的瞬时加热速率和转化深度，这一点在申请人实际进行的各种试验中是很明显的。为了进行这些试验，申请人作了一台两辊模型轧机，该轧机使用直径为20英吋（约合50.8cm）的轧辊。在这台轧机上，低碳钢（0.08%碳）带钢的试样首先用常规的冷轧操作减少其厚度的50%-从0.12英吋（约0.3cm）的厚度减至0.06英吋（约合0.15cm），然后用燃气放热加热器加热该轧机的轧辊直至表面温度达到300℃左右。调整轧辊的速度以便产生3000英尺/分（约914米/分）的表面速度。设定轧辊的间隙，以便把带钢的厚度从0.06英吋（约0.15cm）减少至0.03英吋（约0.076cm）。由于这些设定值，每个轧辊和试样相应的表面之间的接触距离大约是0.7英吋（约1.8cm）。由于试样的厚度减缩量为50%，试样从轧辊中排出的速度为3750英尺/分（约合1143米/分），正象预期的那样，该速度比试样进料速度快约25%。这些表面速度正是现代冷轧机所采用的典型的表面速度。实际上，某些现代冷轧机普遍地使用6000英尺/分的表面速度在试样的每个表面和相应的轧辊之间提供了0.0016667秒/吋（约合0.000656秒/厘米）的接触。因此，接触时间为0.00116秒一旦模型轧机的操作参数达到所希望的值，冷轧减薄的0.06英吋厚的试样被引入到轧机中。在随后的试验轧制操作期间，如果试样的表面区材料的温度上升200℃，就相当于180，000℃/秒左右的加热速率。在这样的加热速率条件下，试样的表面区材料所得到的温度预计将增高到降低的Ac3温度以上，在该温度下，处于表面区的材料将发生转化。图12和图13中清楚明显地表明这种表面区的转化是真实地发生了。

图12表示试样横断面的一部分的显微金相照片，在进行试验轧制操作之后，该试样具有发生转化的表面区和未发生转化的芯部。该显微金相照片是用2%的硝酸乙醇腐蚀液侵蚀试样后放大125倍拍摄的，侵蚀处理是为了提高试样的晶粒描绘质量。正如从该图中所看到的，上表面上凹凸不平的部分表示在试样表面和轧辊之一之间发生的某些表面粘着。这种变粗糙的带钢通过下一步的轧机，其粗糙部分，例如带钢中的凹凸部分能够很容易地消除，在带钢被卷取前，通过该轧机给其很轻微的平整。

图12所示试样的转化的表面区域在图13中表示得很清楚。这幅图是一幅经放大500倍的这个试样转化表面区域的金相照片。转化区域的厚度在0.001和0.002英寸（0.025～0.051厘米）之间。在离试样的转化表面0.002英寸以上深处的温度达不到Ac3或Ac1的温度，这是由于限制了由轧辊和预先冷加工使试样产生的变形。这样，转化就不能影响到离转化表面0.002英寸以上的深度。在显微硬度试验机上，用50克重的金刚石压头，在试样上压一个凹痕，来测量试样中已转化和未转化部分的硬度。当测量时，离转化表面0.015英寸（约为0.38厘米）处，即试样中心位置的材料硬度为178威氏硬度50。测量离表面0.0005英寸（约0.0013厘米）深处的材料硬度为66威氏硬度50。这些测量值是用Vickers    Hardness（HV）为单位。在HV单位制中，第一个数字表示所测量的硬度值（也就是178或66），第二个数字（也就是50）表示在测量中的所使用的以克为单位的负荷。按这种表示方法，试样中心处的硬度比转化表面区域的硬度高2.5倍以上。通过增加变形速率，使转化在试样中渗透较深。该增加变形速率通过变形将所增加的能量传给了材料，并且消耗了滑动摩擦中减少的能量。通过使用轧辊直径比在试样机轧机上实际使用的轧辊直径要小的轧辊，即轧辊直径小于20英寸，就能使转化速率增加。如果使用的轧辊直径为5英寸（约12.7厘米）。那么转化速率将会增加到4倍，而不会增加带材的表面速度。申请人已知道变形速度看来象是用类似于瞬时加热速率一样的方法工作的。因此，必须建立这个变形速度，以便产生一个瞬时加热速率。该瞬时加热速率比由所生产的材料的CHT曲线所表示的整体加热速率值高2或2.5倍。况且，增加轧辊的温度，带材的表面温度将只增加一点点。这是由于轧辊和带材之间的接触时间非常短。

如上所述的，由于试验轧制的结果，试样的变形仅仅发生在表面区域。这是由于试样横截面上的温度分布不均匀。所以试样的表面或附近的温度比中心温度高。在这种情况下，试样中心材料不会转变成奥氏体。图5简单地表示了这个特征。这里，带材501通过轧辊403和403′被轧制成带材504。这带材有区域510和510′，它们分别在表面512和512′的下面延伸。这个区域包括有等轴晶体，如晶粒515和515′。这带材还有一个冷加工的细长的晶粒的芯部511，由晶粒518来表示这个特征。为了生产这种带材，需要调节带材的变形率和出口的温度。以便使带材上表面充分变形。也就是使温度达到Ac3的温度以上。带材的中心部分不转化，即使温度保持在Ac1的温度以下。

尽管图5中的材料501具有变形的晶体结构，特别是一种冷加工（带状的）结构。但是它也可以是等轴结构，该等轴结构能通过本发明的方法使它发生转化。以便提供一种带状结构的芯部和等轴结构的表面。另外，材料501也可以是具有较高内能的结构，如马氏体或贝氏体。当根据本发明使这种材料发生变形时，带材504可以在表层附近具有等轴结构，同时在芯部具有原始的马氏体或原始的贝氏体结构。

由于轧辊和带材的热传导性较低，所以将要在能量消耗的地方进行加热。因此，如果横过带材的横截面上的变形几乎都是均匀的话，那么在整个带材的横截面上的变形能基本上是均匀分布的。可是，在克服带材和轧辊之间的摩擦而损耗的能量将集中在带材的表面区域。结果，当增加由变形所产生的整体加热时，摩擦能使得带材的表面温度升得比芯部温度更快。因此，在芯部511达到较高温度之前，带材504的表面区域510和510′的材料将达到较高温度，如Ac3温度。从而这些表面区域将比芯部转化得快。可是，通过减少滑动摩擦和增加变形的量和速率，例如通过使用小直径轧辊，将使快速加热渗透到离表面越来越深的部位，从而渐渐地使带材较深的部分的温度达到Ac3的温度，接着进行转化。如果整个带材的温度超过Ac3的温度，那么整个横截面将被转化成等轴晶粒，如图4所示。可是，如果加热过早地停止，那么在每个表面下面，扩展到一定深度，即图5中的距离d和d′的带材部分，将可能达到Ac3的温度，并且在芯部未达到Ac1的温度的时发生转变。结果，材料的表面区域将转变成等轴晶粒，并变得比较可塑，同时，芯部仍然保持较高屈服强度的条状晶粒。

换句话说，根据本发明的教导，材料的屈服强度和可塑性能够在一定范围内调整，这个范围是通过控制由变形所达到的深度距离（d和d′）。变形深度能够调整在任一数值，这个数值在少量变形或不变形的表面到整个材料都转化成等轴晶粒结构的材料的中间平面。由于未转化的芯部比转化表面具有较高的屈服强度和较低的可塑性。芯部与冷加工结构有关。那么，材料的转化深度决定了最后材料的最终的屈服强度和可塑性。特别是，如果转化仅仅达到的深度很浅，那么最终材料将主要由条状晶粒组成，这些条状晶粒具有高强度和类似于典型的冷加工的带材的可塑性。可是，当转化深度向芯部发展时，将有更多的材料转变成等轴，从而提高了完全冷加工结构的可塑性。同时，当芯部的横截面减少时，相对于完全冷加工结构，其强度将相应地降低。尽管如此，任何横截面的已变形的（条状）芯部的存在，都将产生一个比完全等轴晶粒（完全退火）的结构具有较高的强度。强度方面的增加将在10%～35%之间变化，这个数值取决于相对于等轴表面区域宽度的芯部宽度。

正如以上所述，转化深度能够通过控制带材的加热时间来控制。加热时间是变形量的函数。这个时间取决于轧辊的接触长度和轧辊的速度。对于这些参数，通过使用小直径轧辊来增加变形速率，比通过调整轧机的其它参数要更容易。目前，在一些特殊的冷轧机中，如在森吉米尔极薄带材多辊轧机，经常采用一些直径非常小的工作轧辊。当冷轧高强度材料时，现代的轧机通常使用小直径的轧辊。通过适当选择控制的参数值（轧辊直径、轧辊温度、轧辊速度和材料的厚度），转化深度就能够预先确定。这样，带材的屈服强度和可塑性能够调整到所需的数值，该数值在完全等轴晶粒和完全带状晶粒之间。实际上，在整个带材上的转化深度，在它预先规定的数值的上下范围的变化是非常小的。如图8所示，这是由于带材中合金的化学特性和其他特性的局部变化的结果。

改变轧辊403和403′的直径的差别是显著的。对于给定的带材501的压下量，当任何一个轧辊直径增加时，轧辊将会有更多的表面与带材接触。因此，轧辊与带材的接触长度，即轧辊的接触长度，将有相应的增加。这样滑动长度和摩擦热也将会增加。可是，如果大直径轧辊和小直径轧辊以同一表面速度转动时，那么对于同一压下量，由大直径轧辊所产生的变形率和整体加热速率将比由小直径轧辊所产生的变形速率和整体加热速率要小。

对于使用小轧辊轧带材的技术已大大地发展了。当轧辊的直径减少时，轧辊挠度将相应增大。其挠度可通过适当的支承轧辊来控制。这时，将有一个或多个支承轧辊将对着工作轧辊转动。该工作轧辊实际上是与薄带相接触，如：森吉米尔极薄带材多辊轧机。因此，增大了工作轧辊的刚性。

当轧辊的表面速度保持不变时，如果缩小轧辊403和403′的直径，那么实际上变形速率就增大了。缩小轧辊直径是受到轧辊挠度控制和咬入角限制的，咬入角也就是带材401（或501）与轧辊相接触的地方。如果这个角度变得太大，那么带材就不会被正常地送入轧辊中。可是带材与轧辊的接触时间保持不变，而减少轧辊403与带材的接触面406和407的长度1/2，那么，平均变形速率将增加到2倍。由于转化速率决定整体加热速率，那么对给定的带材速率较小的轧辊直径具有一个比大轧辊要高的整体加热速率。可是，当轧辊直径缩小时，发生滑动摩擦的区域就减少了。因此，通过表面摩擦所获得的热量也就减少了。

因此，一方面为了使带材的整个横截面发生转化，小直径轧辊将比大直径轧辊提供更大的整体热量和更少的表面热量，以及高的加热速率。这样将使得带材的整个横截面上的温度更均匀，并很可能引起整个横截面上的材料的转化。另一方面，使用较大的轧辊将产生较大的接触面积。因此，也就产生了较大的摩擦。这样将使得带材的每一个表面附近具有较高的加热速率和较高的温度。因此，在保持试样芯部不转化状态的同时，使表面产生转化和容易加工的外表面。这些情况发生在图8所示的试样中，图8将在下文中详细讨论。

到现在为止，讨论已指出了变形能大约均匀分布在摩擦热和变形热之间。即使希望有更多的表面加热和更少的变形加热，然而在点405和405′之间延伸的中性线可以朝着轧机400的出口端移动，甚至到中性线不再与材料接触的那点。在这种情况下，轧辊403和403′的表面速度将比材料504的速度要大。这就需要一个或多个轧辊，这些轧辊位于轧辊403和403′的前头，以便当材料501通过轧机400时，控制它的速度。在这些条件下，当有少量的变形传给材料401时，就可能产生大量的表面热。

现在，通过把每个轧辊的初始表面温度保持在大约所需要的带材的终止温度，可以提高快速加热带材的表面。实际上，由于在操作中要达到准确控制轧辊的温度是很困难的，所以可以将轧辊的温度保持在位于带材内的任一温度，该温度在预先确定的所需要的带材的终止温度以上和以下的温度之间。如：带材中的温度在所需要的终止温度以下50℃到所需要的终止温度以上100℃之间变化。使每个轧辊保持在这样高的初始温度，以便在带材变形时使从带材到每一个轧辊所损失的热量减小到最小程度。换句话说，如果每个轧辊处于一个比带材要低得多的温度，那么带材就由轧辊来进行冷却。尽管轧辊和带材之间的热交换时间非常短，但在这段时间里传入轧辊里的热量将减少由带材的变形所产生的热量，并且将降低带材的加热速率。可是，如果将轧辊保持在一个高的初始温度，特别是保持在带材所需要的终止温度左右，那么，即使有也是少量的热量在以后的变形过程中将从带材传到轧辊上。这样，变形所产生的所有热量将用来加热带材。因此，通过减少传入轧辊的热量损失，就可以提高带材的加热速率。

轧辊的温度可以很容易地受到初始加热轧辊的控制，使用图所示感应加热或辐射加热，在任何材料产生变形之前加热到一合适的初始温度。这有利于在轧辊达到所需的温度之前，必须把被送入轧辊中并排出的材料减少到最小。在轧制过程中，轧制所产生的热量通常将使轧辊保持在所需要的温度。可是，如果轧辊趋于过热，那么就必须提供一些冷却方式，如喷油或喷水，以便将轧辊保持在所需要的温度。如图10所示。并且在下面将继续讨论。换句话说如果用一种导热性差的材料来制造轧辊，如陶瓷。那么轧辊的表面可以迅速地达到所需要的温度。而且即使要加热，也没有必要大量的预先加热。只是在轧辊开始过热的时候，将仍然需要冷却。此外，虽然轧辊体主要是钢。但在它的表面和在表面以下紧靠表面的材料可以由一种或更多种硬质合金或其它材料，如碳化钨、碳化硅和钒土构成。这种材料具有相当高的硬度和相当差的导热性。用这些任何一种材料制成的轧辊表面，即使要加热，也不需要大量的预先加热就可以非常快的达到工作温度。当使用每项技术时，上述轧辊预先加热的论述和轧辊成分也适用于在使用挤压和锻压的任一种方法中所使用的来代替轧辊的工具（模具），以便根据本发明的方法产生快速变形。

无论这种工具是轧辊还是模具，都必须用能在使用中保持其表面硬度和能保持其它机械性能的材料来制造。由于以上所述的这种工具将达到一个高温并在这高温下工作，如上所述，那么对于至少使用在这种工具的表面的材料，必须选择那些在高温下连续工作时不丧失它的机械性能的材料。正如所述，有许多能在商业上得到的高温材料，这些材料非常满意地适用于这个目的。

用合适的机械加工使每个轧辊的表面粗糙，就能够增大由轧辊所产生的摩擦。任何非光滑的轧辊表面，即使其成为具有纹理的结构，在轧辊和被轧制的带材之间将产生更多的摩擦和摩擦热。因此，使用这样的轧辊，将引起被轧制带材的表面热的增加。从而带材的每个表面附近的加热速率比带材芯部的加热速率要高。由于使用粗糙轧辊，在带材上出现的任何表面不平度在带材通过在最后一个轧机的具有精加工表面的轧辊的轻微平整后，就能轻易地被去掉。

现在，根据以上所讨论的，申请人将提出并讨论他的另外的支持其发明观点。

图6是一幅未变形的基体基体金属结构试样的横截面的金相照片。这种试样为1018钢，它存在冷轧之前。这张金相照片被放大500倍，使用2%的硝酸乙醇腐蚀来放大晶粒图。如图所示，整个结构包含等轴晶粒。这种试样的机械特性基本上是非定向的。

图7所示的是一幅与图6所描绘的相同的基体金属横截面的金相照片。但这种金相照片是试样通过冷轧在厚度方面被压缩了80%之后拍摄的。使用2%的硝酸乙醇腐蚀来放大晶粒图，将这种金相照片放大500倍。由冷轧产生的变形所引起的条状晶粒的机械特性是非常有方向性。在这种变形的结构中任何地方基本上不再发生再结晶或转化。这种变形的结构具有一个硬度值，该值比图6所示的等轴基体金属的硬度值高两倍。

图8描绘的是一幅与图6所示的同样的基体金属的试样800的横截面的金相照片。但这种试样是按本发明的技术使其发生变形后拍摄的，而具体由在箭头804和804′所示的方向上由GLEEBLE1500系统对着试样相应的锻造表面通过高速锻压所产生的。在其横截面上用2%的硝酸乙醇腐蚀放大晶粒图之后，再将这个金相照片放大100倍。特别是变形速率，滑动摩擦和温升提高到足够高和足够快，以便在试样的表面区域810和810′中产生完全转化。该表面区域810和810′包括表面812和812′，并在表面812和812′下面朝着芯部811延伸。结构变化是从表面区域810和810′的软的等轴晶粒到由变形所产生的密集条状结构。每个表面上的滑动摩擦能够产生足够快的加热速度，以便能使那里的材料超过Ac3转化温度，从而完全变形。相反，传给芯部811的材料的加热速率不足以将芯部的温度升到Ac1转化温度以上。因此，芯部811的材料未发生转化。可是在区域813和813′的加热速率足以将这些区域的材料升到Ac1转化温度以上，但低于Ac3转化温度。结果，区域813和813′是两种金相组织区，因此，那里的材料是包含一定量的每种结构的中间结构，即等轴晶粒和条状晶粒。为了生产这种试样，申请人模仿冷轧机在SAE1018钢试样上的操作过程，使用前面所讨论的GLEEBLE1500系统。正如申请人用上面所示的方式所修改的一样。这个试样3.2毫米厚、5毫米宽和7毫米高，并在3.2毫米厚度方向上进行压缩。特别是该试样是由INCONEL718圆柱形砧座来夹住，（INCONEL是国际镍协会的一个商标）并且将试样放置在那里，以便通过高速锻压，产生快速变形。只是在变形之前，砧座被预先加热到400℃，并将试样自由地悬挂在砧座之间。为产生足够快的变形，将由GLEEBLE1500系统所提供冲击速率设计为1200毫米/秒。这样，当用GLEEBLE系统测量试样表面时，整体加热速率为24000℃/秒。

由于构成试样800的金属包含两个基本不同形状的晶粒，所以这个试样含有不同能级的材料。条状变形的晶粒具有相当高的能量，这是由于施加在材料的能量，首先要克服体心立方晶格结构中存在的内在结晶的结合能，即一个完全退火的结构特征，而然后使晶体发生塑性变形。这个变形大大地增加了存在于变形结构中的並超过了存在于软的完全退火的材料中的错位密度。从而大大地增加了变形结构的内部应力。由于等轴晶粒没有变形，所以它们相对没有应力，并且其能量比变形晶粒要小得多。这样，根据图8所示的结构，芯部811的晶粒的能级大大地超过形成表面区域810或810′的晶粒能级。具有两个金相区域813和813′中的能级处于芯部和表面区域的能级的中间。这个能级差别使芯部产生高强度，使表面区域产生延伸性和好的可塑性。现有技术是不能简单地生产出由申请人提供的方式产生的多能级结构的。发生这个结果的理由是迄今为止的现有技术的生产无应力低能（等轴）晶粒的基本方法是退火。带材退火人们一般不设计用来产生如申请人发明方法所产生的局部转化。特别是退火，如箱式炉退火或连续退火，可以取决于在带材的整个横截面上，将带材的整体温度升高到Ac3温度以上，以便在整个带材上产生完全转化的结构。结果，整个退火的带材转化成最低的自由能状态。该带材是等轴结构。未变形晶粒存在于完全退火的材料中。正如申请人所说的，要有选择地将带材转化到在带材的每个表面下的一个预定深度，要用现有的技术来达到这点是非常困难的。特别是受大的感应应力的退火材料有一个不幸的破裂可能性。当退火材料破裂时，破裂开始发生在表面，然后逐渐向芯部扩展，芯部产生破裂。可是，这种破裂不太可能发生在申请人发明的材料中。特别是材料的芯部比材料的表面区的应力大得多。因此，在冷轧过程中，芯部产生的应力使这些表面区域产生压缩状态。这样，材料无论何时受到大的应变，也可防止在低屈服强度时表面发生破裂。另外，低屈服强度是完全退火材料所具有的特征。况且，具有高内能并位于材料表面的变形晶格结构易于腐蚀。申请人发明的材料转化表面所具有的低内能有利于改善这种材料的耐腐蚀性。

图9为试样800的显微硬度值分布图。它是沿图8所示的显微硬度横切线816-816′切开的，并根据横断面上的距离的函数来绘制。试样800的表面812和812′相应于图中的顶边和底边，如图所示。图中的硬度值是对这个试样使用具有100克负荷的努氏显微硬度进行试验所获得的。显然，在试样每个表面812和812′附近的材料硬度是非常低的。芯部811的材料硬度大约等于经冷轧被压下约90%的硬度的SAE1018普通碳素钢的硬度。可是，每个表面附近材料硬度比完全退火型SAE1018碳素钢稍高些。因为钢的强度与它的硬度成正比，所以试样800的每个表面附近的材料强度比其芯部钢的强度要低。可是，从另一方面看，认为钢的硬度较低，其延伸性较好，反之硬度较高，其延伸性较低。因此，试样800的每个表面812和812′附近材料的延伸性较芯部811中材料的延伸性要高。两相区域813和813′中的材料的延伸性和硬度都处于芯部811和表层810和810′数值的中间。这样，图8所示的材料有利于产生既有好的表面延伸性，又有高强度的芯部。这样使得材料既有好的可塑性，又有高的强度。

一种低碳素钢带材，它是根据申请人的发明的方表进行硬化的。通过多个机架的冷轧机中的一个机架或单机架的冷轧机就能生产这种碳素钢带材。例如，可将有5个机架的轧机中的第4机架进行适当调整，以便当带材通过这个机架时，带材的表面层就可能产生所需要的转化。如果用这种方式生产出来的本发明的合金，那么，当这龊辖鹄肟本退媸笨梢允褂谩＝挥斜匾腥却恚缤嘶鸫怼？銮遥捎谧⑸奈露戎徊还闶霞赴俣龋谧拇纳希?即使有，也只有极少数的表面氧化皮出现。如果出现很多这样的氧化皮，使用普通轻微的酸洗工艺的极小设备来除去这些氧化皮是非常容易的。或者使用气屏蔽来保护表面起氧化皮。这种方法在下文将详细讨论。

通过使用图10所示的本发明的设备，就能有效地防止在使用以上设备时所产生的少量表面氧化皮和/或表面变色。图10表示单一二辊轧机架1000的简化的侧视图。该机架1000有圆周形屏蔽装置。这里，带材1001进入轧机1000。该轧机包括分别沿箭头1008和1008′的方向旋转的轧辊1003和1003′。带材1001是用前面轧机预先冷轧出来的。当带材1001穿过轧机1000时，特别是轧辊1003和1003′之间时的压下率通常不超过40%。正如上面解释的一样，轧辊1003和1003′的速度和直径的选择，是为了在带材1001变形过程中，在带材1001中获得所需要的高加热速率。被压下的带材从箭头1009所示的方向离开轧机1000，如带材1004。为了保证带材1001在进入轧机1000前有一个合适的低温，冷却喷咀1010和1010′横跨带材的宽度。并使用该冷却喷咀将相应冷却剂喷到带材上。冷却剂可以是适当的气体、液体或两者。当带材离开轧机1000时，在其非氧化气氛处通过封闭被加热的带材，直到带材冷却到不再氧化的温度，即形成有害的氧化皮或表面退色时，基本上能够防止氧化皮和/或表面退色的产生。为此，当带材1004离开轧辊1003和1003′之间时，通过支管1011和1011′就遮蔽带材1004。通过连接件1002和1002′，这些支管分别充满了相应的保护气体，如氮或惰性气体。这种气体充在上部区域1013和下部区域1013′。这两个区域分别在支管1011和1011′的里面。因此，当带材在支管之间移动时，该气体就覆盖在带材1004的上下表面上。结果，这种气体有效地防止热的带材氧化，直到带材离开支管为止。通过这一点，带材将冷却到发生有害氧化皮或表面退色的温度之下。提供给带材1004的气体对带材有些冷却作用。结果，非保护气体用来冷却以代替保护气体，然后用上面所说的方法，使用支管1013和1013′，也能将非保护气体直接导向带材。

在开始任何变形之前，通过分别使用感应线圈1014和1014′对轧辊表面进行加热，可以将轧辊1003和1003′的初始温度加热到所需要的操作温度。每个感应线圈沿平行于相应的轧辊（线圈1014用于轧辊1003）的表面布置，并在轧辊的整个长度上延伸。用这种方法，当通电时，在变形之前轧辊被转动的同时，每个感应线圈在它相应的轧辊的表面上产生一均匀温度，也可以用发出辐射热的气体或电加热器代替感应器。这些轧辊的每个芯部可以采用水冷，以防止在变形过程中轧辊支承轴承过热。这些轴承必须能承受存在于这种类型的轧机工作中的高速和重载。轴承部件和它们的相应轴承可以是轧制工业中目前使用的许多相应类型中的任何一种。结果，轧辊1003和1003′的温度升到相当高的程度，分别通过管子1015和1015′将合适的冷却剂直接喷射到轧辊的表面，如喷油或喷水。每根管子沿大约平行于相应轧辊的整个长度方向布置和延伸。冷却剂仅仅被喷到轧辊上，以便将每个轧辊的表面温度保持在所需要的温度。当带材离开轧辊时，最好高于带材1004的出口温度。

如果轧制在Ac1和Ac3温度以上的材料被称为热轧，轧制在再结晶温度以下的材料被称为冷轧的话，那么本发明的方法被称为中间温度轧制。但要以进入轧辊的材料的温度必须处于低温，最好处在室温或室温左右为条件。最后轧制温度低于材料普通再结晶温度区域。

正如人们所理解的，在快速加热时，材料进行同素异形转化和呈现降低的转化温度，如任一低碳素钢，根据本发明，这种材料可以被增强大约35%或更多些。并且这种材料仍然具有足够的变形的延伸性。正如上述，钛、锡、锰、各种各样的铝合金、各种各样的铜合金和各种各样的镍合金是另一种能承受这种同素异形转化的材料。钛合金，尽管相当昂贵，但应用很广，特别是在飞行器表皮中是以高强度和减少重量为设计关键目的的。通过申请人本文所叙述的，这些材料能够被硬化，同时还具有延伸性。例如，一块给定厚度的钛带材不能不在它的表面开始转化，向下延伸到预定的深度，以便在这个区域产生一个可塑的等轴晶粒结构。同时芯部保持一个硬化变形的冷加工结构。这样一块带材将比完全退火的带材强度高，而且还几乎是可塑的。为了获得与被硬化的带材相同的强度，将需要把完全退火的带材厚度做得比被强化的带材要厚。这样即消耗了更多的材料，又提高了最后带材的成本。可是，通过使用前面所述的本发明设备所硬化的钛带材能够使用较薄的带材毛坯。与至今为止所使用的带材相比，即降低了成本，又减轻了重量。由于钛合金相当贵，它常用于单一方面，如飞行器制造。在应用中，材料的最后成本的节约是相当显著的。况且，正如这里所指出的，普通低碳钢一般经硬化达35%后，就可以代替其它较高成本的合金钢。此外，较薄的强化的带坯可以用于许多领域，如汽车和设备的主体部分。因此，比起使用较厚的完全退火的低碳素钢，重量减轻很多，材料节约很多。

申请人发明的所强化的材料提供了几个不同的和主要优点都超过了在商业中具有高强度和一定可成形性的普通的可获得到的合金。

第一个主要优点是成本低。按常规方法生产的合金钢，和根据本发明所生产的被强化的材料一样，具有相同的强度和延伸性，这种合金相当适用，但比强化材料要贵得多。这种情况是由于以下几个原因。第一，按常规生产的具有高强度和好的可塑性的合金需要稀有贵重合金元素，如钶和钒。可是，本发明的强化材料优越性是需要少量的各种合金元素，甚至不要合金元素，就可提供与按常规方法生产的合金同样的强度和可塑性。第二，这些按常生产的合金需要经过复杂的加热工艺，以便提高合金的强度和好的可塑性，特别是按常规方法生产的合金，在离开冷轧机时，要进行热处理。本身还需要进行连续或箱式退火的设备。退火窑和相应的辅助设备，如导轨、车子、卡车、吊车和保护气体制备设备，这些都是相当贵的。同时连续退火设备甚至更贵。而且，对于一般退火在很短的时间内能变成等轴晶粒，使最终结构具有延性。这种退火需要在Ac3温度以上进行。在这些温度，除退火在保护气体里进行以外，带材的整个表面将会产生大量的氧化皮。而用来除去大量氧化皮的设备是昂贵的，并且它通常使用危险的腐蚀剂，购买和安装的费用也很高。另外，在保护气体里退火需要大量的合适的气体，如：氮或裂化铵。购买后者是很贵的。这样又大大地增加了用这种设备所生产的任何带材的成本。本发明的强化材料不需要这些费用。由于申请人发明的材料是在较低的温度进行转化，即在摄氏几百度发生转化。这些材料上的任何表面氧化皮将很可能是最少的，正如以上所说的一样。并且用简单的，便宜的轻微酸洗就能将氧化皮除掉。或用保护气体就能防止氧化皮的产生。如果不产生氧化皮，那么就不需要酸洗工序，因此避免了附助工序所增加的成本。而且，按常规生产的金属常常在它们退火后进行冷轧，硬度就增大了。由于不需一般的退火，特别是为了强化的目的，申请人的强化材料不需要通过冷轧机。这样，就取消了需要的一个或更多的轧制工序，和相应的劳动量以及轧机，而这些都是在常规退火金属的生产中所需要的。因此，比起按常规方法生产的金属来，成本大大地降低了。

另外，普通碳素钢比HSLA或合金钢更容易进行电阻焊接和成形。因此，使用由上述方式强化的普通碳素钢来代替按常规生产的HSLA或合金钢，这些钢具有同样的强度和延伸性。从而就能采用简单的、相对便宜的焊接工序。从而使成本大大地降低了。

由于这些成本的降低，使用申请人发明的强化材料可以代替具有同等强度和延性的较高成本的合金。根据上述本发明的方法，特别能够强化那些不具有足够强度的低成本韧性低的碳钢合金，並仍能保持其可塑性。因此，在过去需要使用由一般热处理生产的高强度合金钢的地方，可以用本发明的低碳合金钢来代替。这种低碳合金钢由较低强度的碳素钢构成，这种低强度普通碳素钢是经过冷加工芯部来强化的。并保持等轴晶粒表面区域良好的可塑性。本发明的方法不局限于低碳钢，也适用于合金材料。例如，用本发明的方法来强化低合金材料，是为了提供一种与按常规生产的较高合金材料的屈服强度和延伸性相差不大的材料。所以，它有利于减少生产强化材料所需的合金元素，和降低这种材料的成本。

第二个主要优点是发明人的强化材料与按常规生产的具有高强度和好的可塑性的合金相比，降低了材料的定向特性，和如上所述的提高了材料的抗腐蚀性。在退火之后进行冷加工，使按常规方法生产的材料硬化。最终的结构包括表面上的变形晶粒。该变形晶粒呈定向弯曲特性。因此，随着横向定向应力的产生，而在冷轧材料中常常先出现裂纹。然后，这些裂纹向里扩展，并最终使材料的整个横截面发生断裂。相反，申请人发明的材料的表面具有等轴晶粒，它具有较低的内能，并且在任何方向上都有很大的可塑性。因此，申请人发明的材料基本上是非定向性的。从而比按常规方法生产的合金不易出现表面裂纹和腐蚀。

专业技术人员清楚地判断出图4和图5所示的轧辊可以是非常熟悉的几种不同图形中任何一个。况且可以有多于一个的轧机，这些轧机使带材连续发生转化。在这种情况下，每个轧机导致转化的发生。每个连续转化将产生连续晶粒精细化加工。即在经受连续的全部或局部转化的区域，晶粒越来越细。由于带材在这些轧机上产生的局部转化，这有利于提供一种消除分离轧制道次之间的分离热处理的能力。带材是否经过一个或多个连续轧制道次，以便在带材上，至少在局部产生连续局部转化，这将取决于所需要的压下量，这个压下量是根据每个道次和最终所需带材的厚度来确定的。

特别是图14所示为申请人发明的设备的另一实施例的简化的侧视图。特别是一个单一的四辊式轧机1400。这个轧机1400使用了两个工作轧辊1410和1410′和两个支承辊1403和1403′。工作轧辊在带材1401进入轧辊时与带材接触。当被轧制的材料从工作轧辊之间的辊缝出来时，带材在由箭头1049所给的方向上移动。工作轧辊1410和1410′分别在由箭头1408和1408′所示的方向上转动。与此同时，支承辊1403和1403′分别在由箭头1404和1404′所示的方向上转动。由于工作轧辊有一个较小的直径，所以轧制输入带材1401所需要的力比大直径所需要的力要小。工作轧辊直径一般为5至10英寸（大约12.7～25.4厘米）.同时支承辊直径一般为10至40英寸（大约为25.4～101.6厘米）。此外，（众所周知：未画出）所有这些轧辊的支承轴承，必须承受相当大的力。如上所述本发明的方法，使用的工作轧辊必须在高温下工作。为了工作轧辊的支承轴在低温下工作，必须对工作轧辊轴的两端和所有工作轧辊支承轴承进行冷却。另外，如果工作轧辊上的表面材料的导热性是很差的话，冷却的需要量，即使不能取消，也能够减少。使用这样的材料将有利于将每个轧辊的工作表面的温度升到中等温度，同时轧辊的芯部和轧辊轴的两端保持在室温左右。因此，每个工作轧辊的表面可以由合适的陶瓷或耐高温材料的厚层所构成。例如：如图所示，工作轧辊1410和1410′可以有一层合适材料的外壳1411和1411′，如碳化硅。外壳分别与轴（芯部）1412和1412′相连接。由于这种材料导热性差，比热低，所以传给轧辊表面的热量非常少。况且，这种材料的导热性差，从而限制了从轧辊表面传到轴1412和1412′的热量。因此，即使不能取消，也能减少对工作轧辊支承轴承需要的冷却。此外，就森吉米尔极薄带材多辊轧机来说，在工作轧辊可以由几个轧辊来约束的地方，就可以不要工作轧辊的支承轴承。显然，用陶瓷或耐高温材料包着的轧辊所提供的有效热比全部用金属，如铸铁或钢制造的轧辊要少。这样，除了减少流向工作轧辊1412和1412′的热量之外，在工作轧辊上使用陶瓷或耐高温外壳1412和1412′，将导致由工作轧辊传给支承轧辊1403和1403的热量也非常少。

在轧辊与带材1401相接触时，便可将每个工作轧辊的表面温度保持在所需要的温度。在工作轧辊的出口侧用喷水冷却装置1413和1413′来冷却工作轧辊1412和1412′。分别将水或水和油的混合物喷到这些轧辊上。在轧辊运转过程中和在整个轧制过程中需要的任何时刻，分别通过布置在这些轧辊的入口侧的相应的加热器1415和1415′，对轧辊1412和1412′进行加热。用喷水冷却装置1414和1414′来冷却输入带材1401，以保证当输入带材1401进入辊缝时，它的温度处在室温左右。在带材1401中，由预先冷轧所产生的一些热量，必须在它进入轧辊1410和1410′之前去掉。万一带材在很早以前被冷轧，并且有足够的时间将其冷却到室温或室温左右，那么就没有必要对带材进行冷却。由于工作轧辊的入口侧需要加热到所需要的温度，这种冷却和加热工序不同于冷轧机中一般所采用的工序。

支承辊1403和1403′由铸铁或一种通常的合适的用于支承辊的钢制造，用于工作轧辊1410和1410′的轴，最好用一种合适的钢来制做，特别是用高强度合金钢制造。由于在轧制过程中，工作轧辊将要发生一些弯曲，所以，在工作轧辊中，使用的芯部材料必须能够承受在轧制过程中可能存在的连续的和间歇的侧向载荷。如果预料到工作轧辊会遇到大的侧向载荷，那么增加附助的侧向支承辊是有必要的。为了在被加工的带材上有一令人满意的被轧制表面，工作轧辊表面上所使用的材料必须是非常硬，必须能够承受大的压缩载荷，必须是适当的精加工的表面。并且在本发明的工作过程中将发生的温度升高的状态下能保持它性能的稳定。工作轧辊能够承受的最高温度大约为500℃。由于到大约1200℃时能保持其稳定的陶瓷（或其他适合高温的材料）是很容易得到的。所以，供工作轧辊用的，特制的带有由这种陶瓷制造的同心同轴定向外壳的轴，可以很好地被使用。另外，用同心同轴的方式，用相应的绝热体包住钢轴，这种绝热体可以是陶瓷，再套上用于保护绝热体的同心同轴的定向套管（如厚壁管子、圆筒）来制做每个工作轧辊。由于合适的陶瓷（或高温材料）容易获得，所以能用陶瓷（或高温材料）代替金属来制造套子。

根据本发明所生产的材料，它具有等轴晶粒表面结构和条状芯部结构，仅仅在芯部的材料具有定向机械特性。由芯部材料所造成的剩余的定向性，通过使用横轧工序基本上能够被降低或被消除。这样，带材一般在被送入横轧机之前，被剪成一定的长度。因此，就可以不使用价格昂贵的连续横轧机。

可是，正如上面所述，除轧制之外的其他加工方法也能用来产生快速变形。这些方法如包括锻压和挤压（拉丝）。因此，具有等轴晶粒的表面和条状晶粒的芯部的材料，使用轧机很容易把它加工成带材，用挤压制丝，或用高速锻压来锻造成其他形状，特别是薄型材。包括但不局限于爆破锻压。如果使用挤压，那么挤压模必须能升温且最好尽可能不用或少用润滑剂。显然，适当调整材料通过模子的速率和所产生的压下量，以便在变形的材料中提供一个所需要的变形量和高的加热速度。如果使用润滑剂，那么使用的适量就可以防止材料粘到模子上，但不足以用来冷却模子。为了防止模子通过传导使材料温度下降，模子也可以保持在一个稍稍高于材料的最终所需要的温度。通过消除这些传导热量的损失，正如以上所述，能够有效地提高材料的加热速率，就能进一步降低转化温度。

所得到的线材的一个实施例中的横截面立体剖视图。这种线材是根据本发明所制造的，与图11所示的特别类似。这图中，线材1100由变形的条状晶粒芯部1110，与两金相同轴区域1120和表面区域1130所组成。条状晶粒具有高强度。表面区域沿径向从表面1140向内延伸，它由转化的等轴晶粒组成，转化的等轴晶粒使材料具有可塑性。虽然所示的线材具有一个圆截面，但是只要改变模子的形状，就很容易将这种线材加工成具有其他的形状的横截面，如方形、矩形、椭圆形或三角形。

虽然在这里所示和所述的是为了生产申请人发明的材料的各种各样的发明设备和各种各样的本发明附加方法，但是本专业普通技术人员能清楚地认识到通过本发明可构造出许多另外的各种各样的设备和方法的实施例，但还是包括在本发明的范围之内。

Claims (39)

1、一种用基体金属生产一种材料的方法，这个基体金属有一个能承受同素异变转化的结构，并具有连续加热到上转化温度和下转化温度，不论在上、下转化温度时，都使以极快的转化速率传给基体金属的能量降低一定的数量，其特征在于所说的方法包括以下步骤：

在一块基体金属变形之前，将它保持在一个较低的温度；

将一个工具保持在一个由基体金属块所提高的所需的温度；

为了将适当的能量以相当快的变化速度传给所说的基体金属，以降低上、下转化温度，用所说的工具，快速地将基体金属块变形到一预定数值，以便在所说的基体金属块上至少有一个预先确定的表面区域的温度超过降低的上转化温度，这样位于所说区域里的基体金属结构基本上转化成等轴晶粒。

2、根据权利要求1的方法，其特征在于所说的变形步骤包括使所说的基体金属块快速产生一个预先确定的变形量，以致所说的区域从它的表面到预先确定的深度附近扩展到所说的基体金属块内。

3、根据权利要求2的方法，还包括使用基本上具有等轴结构的、具有比较高的内能或基本上具有变形的晶体结构的金属作为所说的基体金属。

4、根据权利要求3的方法，其特征在于所说的快速变形步骤中包括使用轧制、剂压或锻压的方法使所说的基体金属块产生变形。

5、根据权利要求4的方法其特征在于工具温度保持的这一步中还包括在变形发生之后，对所说工具的表面进行冷却。

6、根据权利要求5的方法，其特征在于所说的快速变形包括所说的金属块在至少一个二辊轧机的两个工作轧辊之间轧制，为了传给金属块预先确定的变形量，两个工作轧辊被隔开一个预定的距离

7、根据权利要求6的方法还包括将每个工作轧辊的转速调整到一个合适的数值，这样在所说的变形过程中：（a）位于所说金属块的所说表面区域内的基体金属结构达到一个比降低的上转化温度要高的温度，位于所说金属块的芯部内的基体金属结构达到一个比降低的下转化温度要低的温度，因此在所说的表面部分产生了相对可塑的等轴晶粒，处在所说金属块的芯部的条状晶粒具有相对高的强度，或（b）几乎在所有金属块上的基体金属结构的温度都比降低的上转化温度要高，因此几乎在所有的金属块产生了相对可塑的等轴晶粒。

8、根据权利要求7的方法，其特征在于所说的变形步骤包括或者给所说的工具上一些少于或等于所需的最低标准的润滑剂，以防止金属块在变形过程中与工具相粘，或者不使用润滑剂

9、根据权利要求8的方法，其特征在于保持基体金属的温度的步骤包括将所说的金属块保持在基本上低于降低的下转化温度以下。

10、根据权利要求8的方法，其特征在于还包括几步：

在发生所说的变形之前，对所说的每个工作轧辊的入口侧的表面进行加热，以便使工作轧辊表面的温度升到所说的所需的温度;

为了把变形传给所说的金属块，在所说的被加热的工作轧辊之间粗轧该金属块;

为了消除过热，在发生所说的变形之后，对所说的工作轧辊的出口侧的表面进行冷却。

11、根据权利要求8的方法还包括使用直径较小的工作轧辊，以便使所说的金属块的变形速率提高，从而提高了金属块的整体加热速度。

12、根据权利要求8的方法，其特征在于还包括使用直径较大的工作轧辊，以便增加金属块和每个工作轧辊之间的滑动摩擦，从而增加金属块的表面加热。

13、根据权利要求8的方法，其特征在于快速变形步骤中还包括使用至少一个具有预先确定的表面纹理的工作轧辊，以便增加一个工作轧辊和金属块之间的滑动摩擦。

14、根据权利要求8的方法，其特征在于变形步骤中还包括使用的工作轧辊的表面不是由陶瓷就是由导热性差的材料制成。

15、根据权利要求8的方法，其特征在于还包括在金属块离开工作轧辊时，将金属块保持在一个合适的不会被氧化的气氛里，直到金属块的每个表面的温度冷却到低于由于氧化作用通常要产生有害的氧化皮或表面退色的温度。

16、根据权利要求8的方法，其特征在于还包括建立一个速率，以这样的速率使所说的金属块产生变形，以便在所说的区域产生一个高于10，000度/秒的整体加热速度。

17、根据权利要求8的方法，其特征在于还包括至少重复一次变形步骤，以便细化所说区域的晶粒，所说的区域不是完全变形就是部分转化。

18、权利要求8的方法还包括使用两个支承轧辊，用于防止当发生所说的变形时，所说的两个工作轧辊发生挠曲，每个支承轧辊与相应的工作轧辊处于转动接触状态，以致每个支承轧辊紧靠着相应的工作轧辊的一侧，并位于两个工作轧辊之间形成的辊缝的对面。

19、根据权利要求18的方法，其特征还包括使用直径较小的所说的每个工作轧辊，以便提高所说金属块的变形速率，从而提高金属块的整体加热速率。

20、根据权利要求19的方法，其特征在于变形步骤还包括使用的工作轧辊的表面不是由陶瓷就是由导热差的材料制成。

21、根据权利要求20的方法，其特征在于包括使用直径合适的轧辊来作为所说的每个工作轧辊，一个合适的轧辊直径包括一个由绝热层同心围绕着的金属轴，为了获得一个所需的轧制表面，该绝缘层用一合适的材料同心地围绕着。

22、一种用基体金属生产一种材料的方法，其特征在于这个基体金属有一个能承受同素异形的转化的结构，并能被连续加热到上转变温度和下转化温度，不论在上、下转化温度时，都使以极快的转化速率传给基体金属的能量降低一定数量，其特征在于所说的方法包括以下步骤：

在一块基体金属变形之前，将它保持在一个较低的温度。

将一个工具保持在一个由基体金属块所提高的所需的温度;

为了将适当的能量以相当快的变化速率传给所说的基体金属，以降低上、下转化温度，用所说的工具，快速地将基体金属块变形到一预定数值，以便在所说的基体金属块上至少有一个预先确定的表面区域的温度超过降低的下转化温度，这样在所述区域内的一些基体金属结构发生局部转化。

23、根据权利要求22的方法，其特征在于变形步骤包括使所说基体金属块快速产生一个预先确定的变形量，以致所说的区域从它的表面到预先确定的深度附近扩展到所说基体金属块内。

24、根据权利要求23的方法，其特征在于还包括使用基本上具有等轴结构的、具有比较高的内能或基本上具有变形的晶体结构的金属作为所说的基体金属。

25、根据权利要求24的方法，其特征在所说的快速变形步骤中包括用轧制、挤压或锻压的方法使所说的基体金属块产生变形。

26、根据权利要求25的方法，其特征在于工具温度保持的这一步骤中还包括在变形发生之后，对所说的工具的表面进行冷却到所需的温度。

27、根据权利要求26的方法，其特征在于保持基本金属的温度的步骤包括将所说金属块保持在基本上低于降低的下转化温度以下。

28、根据权利要求26的方法，其特征在于所说的快速变形包括所说的金属块在至少一个两辊轧机的两个工作轧辊之间进行轧制，为了使所说的金属块产生预先确定的变形量，两个工作轧辊被隔开一个预定的距离

29、根据权利要求28的方法，其特征在于还包括几步;

在发生所说的变形之前，对所说的每个工作轧辊的入口侧的表面进行加热，以便使工作轧辊表面的温度升到所说的所需的温度;

为了使所说的金属块产生所说的变形，使所说的金属块在所说的被加热的工作轧辊之间进行轧制;

为了消除过热，在发生所说的变形之后，对所说的工作轧辊的出口侧的表面进行冷却。

30、一种用基体金属生产一种材料的设备，其特征在于这个基体金属有一个能承受同素异变转化结构，并且有连续加热到上转化温度和下转化温度，不论在上、下转化温度时，都使以极快的变形速率传给基体金属的能量降低一定的能量，其特征在于所说的设备包括：

用来在一块基体金属变形之前，将它保持在一个较低的温度的装置;

用来将一个工具保持在一个由基体金属块所提高的所需的温度的装置;

一个装置，是为了将适当的能量以相当快的变化速度传给所说的基体金属，以降低上、下转化温度，用所说的工具，快速地将基体金属快变形到一预定数值，以便在所说的基本金属块上至少有一个预先确定的表面区域的温度超过降低的较高转变温度，这样位于所说区域里的基体金属结构基本上转化成等轴晶粒。

31、根据权利要求30的设备，其特征在于所说的变形装置包括用轧制、挤压或锻压的方法使所说的基体金属块产生变形的装置。

32、根据权利要求31的设备，其特征在于所说的快速变形装置包括至少一个二辊轧机的两个工作轧辊，为了使所说的金属块产生一预先确定的变形量，将两个工作轧辊分隔开一个预先确定的数值。

33、根据权利要求32的设备，其特征在于基体金属温度维持装置使所说金属块的温度处在一个基本上低于降低的下转化温度以下。

34、根据权利要求32的设备，其特征在于还包括冷却装置，该冷装置在产生所说的变形之后，将所说的工作轧辊的出口侧的表面温度冷却到所说的所需要的温度。

35、根据权利要求32的设备，其特征在于每个所说的工作轧辊的直径相对比较小，以便增大所说金属块的变形速率，从而提高基体金属的整体加热速度。

36、根据权利要求32的设备，每个所说的工作轧辊的直径相对比较大，以便增大金属块和每个工作轧辊之间的滑动摩擦，从而提高金属块的表面加热速度。

37、根据权利要求32的设备，其特征在于快速变形装置还包括至少有一个预先确定的表面纹理结构的工作轧辊，以便增大这一个工作轧辊与金属块之间的滑动摩擦。

38、根据权利要求32的设备，其特征在于变形的装置还包括工作轧辊的表面不是用陶瓷就是用导热性差的材料制造的

39、根据权利要求32的设备，其特征在于它还包括一个装置，它用于当金属块离开工作转辊时，将把金属块保持在一个合适的不会被氧化的气层里，直到金属块的每个表面温度冷却到低于通常由于氧化而产生有害的氧化皮或表面退色的温度。

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