专利名称：：超微细组织的金属材料及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及一种金属材料及其制造方法，这种材料是，相变态为低温相和高温相的金属(包括合金)，从使其晶粒组织超微细化的高温相制取的。另外，本发明还涉及高温相的和从高温相得到的低温相的晶粒组织超微细化的方法。这里，上述所谓“高温相”和“低温相”分别是指在高于变态点温度下和低于变态点低温度下形成的相。另外，作为上述“金属”的代表例，可以举出钢、钛或钛合金、锆或锆合金、以及镍或镍合金等，可是，在本文中为了便于说明起见，主要举“钢”和“钛”为例进行说明。在钢的场合下，高温相相当于奥氏体，低温相相当于铁素体，或者说高温相相当于δ铁素体，低温相相当于γ奥氏体，下面只要不预先指明，作为高温相就举奥氏体为例，低温相就举铁素体为例进行说明;在钛或钛合金场合下，高温相和低温相分别相当于β相和α相。过去众所周知的事实是金属材料的各种特性，例如低温韧性、延展性、屈服强度、耐腐蚀性、超塑性等随晶粒组织的细化而得到提高。因此，迄今为止开发了许多种使金属材料组织细化的方法。可是，说到金属组织的细化，通常它是指平均粒径细化到约20μm，至于平均粒径10μm以下，一般而言15μm以下的超微细晶粒组织的金属材料，其工业化制造技术尚未开发成功。例如，我们知道，控轧就是热轧时控制轧制条件，尽可能使终轧温度保持低温，从而使热轧钢材组织达到细化的方法，但是即使用这种工艺，要使高温相的奥氏体的粒径达到15μm以下也是非常困难的。因此，由这种奥氏体产生的铁素体的粒径微细化也有限度，要获得平均粒径10μm以下的各向同性的铁素体组织实际上是不可能的。与此相关，开发了加速冷却方法，即调整控轧后的冷却速度，通过这种手段，引起由奥氏体的变态，以使生成的铁素体晶粒核的生成数量增大，使结晶进一步微细化。但是，这种方法中，变态前的奥氏体组织本身也只是因控轧而微细化的，并不是受加速冷却的影响。进而，在特公昭62-42021号公报中公开了一种将上述那种控轧和加速冷却相结合的方法，是将低碳钢在高于变态点附近的温度下进行强加工，使其生成微细铁素体，防止奥氏体的再结晶，同时，通过加速冷却使生成贝氏体和马氏体达到微细化，用上述方法能制造出包含平均粒径5μm左右的铁素体系晶粒，其余是由马氏体或贝氏体组成的热轧钢材。但是，用这种方法，贝氏体或马氏体组织的粒径也只能达到20～30μm左右。《铁和钢》1988年第6号(第1052-1057页)上发表了下列技术将奥氏体系不锈钢(Fe-13/18wt%Cr-8/12wt%Ni)在室温下冷加工，使奥氏体加工变态为马氏体后，在稳定的奥氏体区域将它加热，在退火状态下，将马氏体逆变态成奥氏体，由此能得到超微细奥氏体组织。这种技术，是将热轧制造的材料进行冷轧或者在室温以下的低温加工之后，在奥氏体区域内加热、退火，即相当于通常进行的奥氏体钢的固溶处理。可是，由于它是一种逆变态奥氏体化的变态点在500～600℃范围的高Cr-高Ni不锈钢，且是构成成分极其有限的钢，所以不能靠固溶处理来实现结晶微细化的，而一般情况下，通过固溶处理，要生成粒径15μm以下的奥氏体组织是不可能实现的。本发明的一般目的在于提供一种方法，使相变态为低温相和高温相的金属变为具有均匀的超微细晶粒的高温相，以及提供一种用此方法制取的金属材料。本发明更具体的目的是若以钢而言，提供一种获得平均结晶粒径为15μm以下、最好是10μm以下的均匀的超微细晶粒的奥氏体组织的方法，以及用此法制取的金属材料。本发明另一个具体目的是提供一种获得上述那样的均匀超微细晶粒的奥氏体组织、其次获得平均粒径10μm以下、最好5μm以下的均匀超微细晶粒的铁素体、马氏体、贝氏体或珠光体等等组织的方法，以及提供具有上述组织的金属材料。本发明的再一个目的是提供一种使钛或钛合金得到上述那样的均匀的超微细晶粒组织的方法，以及提供具有上述组织的钛或钛合金材料。本发明者等可以得出新见解如下即(a).例如钢，对组织分别为铁素体和奥氏体的相变态为低温相和高温相的金属进行热加工时，加工的开始阶段，使其历经如通常热加工那样的加热或加工过程;然后等到获得至少有一部份金属材料组织呈低温相组织的金属材料;在加工的最终阶段，一边进行塑性加工，一边提高温度，使其超过变态点，使上述低温相逆变态为高温相，就能获得以往的控轧等无法得到的超微细晶粒组织的高温相。(b).为了通过逆变态而成为高温相组织用的前期组织，即上述至少有一部份是由低温相构成的组织，也可以从加工的最初阶段就预先准备好，在低温域和高温域先对它进行加工之后，在加工的最终阶段，一面进行塑性加工，一面提高温度，使其超过变态点，即使采用这种工艺，也能获得上述超微细晶粒组织的高温相。(c).为了充分进行上述逆变态，在塑性加工引起的温度上升过程结束后，最好使其在呈完全平衡状态的变态点温度以上，例如Ac1点温度以上，保持一定时间。(d).这样得到的超微细晶粒的高温相的热加工金属材料，以后可以使用以往采用的各种手段，例如自然冷却、慢冷却、保温、加速冷却、同时进行加工的冷却、淬火、或者是以上方法的组合等中的任何一种方法使其具备符合产品所需的特性。通过上述工艺，可以得到用先有技术不能获得的具有均匀的超微细晶粒组织的金属材料。若是钢材，尤其是采用慢冷却，就可得到非常微细的球状退火组织或软化退火组织;另外，若将超微细的奥氏体组织的热加工钢材避开CCT曲线(连续冷却变态图)的前端部，仅仅在高温区骤冷，就能比较容易得到均匀的超微细晶粒的淬火组织。这样通过适当选择后续的热处理条件而能够得到的组织，在钢材情况下，是奥氏体、铁素体、贝氏体、马氏体和珠光体的各组织。(e)在热加工钢材的情况下，如上所述，历经由铁素体→奥氏体→铁素体的相变，因此，加工中析出的碳化物和氮化物(它们往往被用来使钢强化)失去了与基体的晶格的相容性，因此依靠那些碳化物和氮化物的钢的强化机制由“共格析出强化”向“非共格析出强化”变化。因而，以析出强化为目标的钢材，可以达到无脆化的强化。这是非常理想的效果。本发明是根据上述见解提出的，从广义上说它是一种使金属材料的高温相组织超微细化的方法和由那种高温相得到的金属材料及其制造方法。对相变态为低温相和高温相的金属，其中至少有一部份是具有由低温相构成的组织的金属材料，一面进行塑性加工，一面升温，使其温度超过变态点，直到高温相域，使其高温相组织实现超微细化。本发明中，作为加工对象的金属材料，只要是相变态为低温相和高温相的，在材料种类方面就没有什么特别的限制，例如不管是钢、钛或钛合金、锌或锌合金、镍或镍合金等中的哪一种，都能取得充分好的效果。例如，就钢而言，在热加工时，只要它是“至少有一部份是由铁素体构成的组织的钢”，就不管其成份组成如何，碳素钢、合金钢都可以。这里，所谓“至少有一部份是由铁素体构成的组织的钢”的含义，“全部是铁素体组织的钢”当然不用说，另外也包括“由铁素体和碳化物、氮化物、金属间化合物中一种以上物质构成的混合组织的钢”、“由铁素体和奥氏体组成的混合组织的钢”或“铁素体和奥氏体和碳化物、氮化物、金属间化合物中一种以上物质组成的混合组织的钢”等，这是不言而喻的。另外，这里所谓“铁素体”意味着与奥氏体相对的由铁素体所构成的组织，不仅是各向同性的铁素体组织，而且也包括针状铁素体组织珠光体组织、贝氏体组织、马氏体组织、回火马氏体组织等将铁素体相作为构成要素的任何形态的铁素体组织。下面参照附图，对本发明作进一步说明。图1是实施本发明的热轧生产线的概略说明图;图2是表示CCT曲线的图。图1为本发明实施中使用的轧制工序概略说明图，图中，在感应加热炉1内设置轧辊2，能够在加热炉中进行轧制。轧制时，首先将待轧材3在红外线加热炉4中加热，之后送往感应加热炉1，一边用设置在各轧辊间的感应加热线圈5辅助性地调节温度一边进行热轧。并且被轧制的材料从离开最后一对轧辊到卷绕盘6之间通过保温炉7实施保温或使它慢冷却，或使它自然冷却，也可以用水冷喷嘴8对其进行水冷，最后卷绕在卷绕盘6上。本发明所涉及的热加工钢材的制造法，用铁素体相的单一组织或以铁素体为主的混合组织作为前期组织。如前所述，为了一边对钢进行塑性加工，一边使钢发生由铁素体向奥氏体的逆变态，因而生成超微细奥氏体，随后，通过冷却，由这种超微细晶粒的奥氏体产生均匀的超微细的各种变态组织。另外，虽说原组织的铁素体量多时，本发明的效果好，但依钢种的不同，有时在热加工中实现“铁素体100%”或“铁素体和碳化物(根据钢种的不同也有时为氮化物和其它析出物)为100%”这样的组织也是困难的;并依产品的不同，有时也可以成为“铁素体和奥氏体”或“铁素体和奥氏体和碳化物(也有时是氮化物、或其它的化合物和析出物)”，不管何种情况，希望铁素体的体积比在20%以上，最好为50%以上。本发明的合适的实施例中，由铁素体→奥氏体的逆变态时，塑性加工的变形量限制在20%以上。首先，本发明中，塑性加工变形量在下述三方面所起的诱发作用是重要的。第一是由于对铁素体进行加工，而加工具有导致从加工硬化的铁素体开始生成非常微细奥氏体晶粒的作用;第二是为了使被加工材料的温度一直上升到铁素体变态成奥氏体的变态点，而加工具有产生加工热的作用;第三是使生成的微细奥氏体结晶加工硬化，此后在铁素体生成时，加工具有导致变态并生成更微细的铁素体晶粒的作用。然而，当塑性加工变形量不到20%时，即使发生了由铁素体变为奥氏体的逆变态，有时也会出现由加工诱发的微细奥氏体晶粒生成不够充分的情况，使生成的奥氏体晶粒达到15μm以下的指标有困难。另外，若塑性加工变形量如果不到20%，由于加工发热少，因此需要设置某种辅助加热手段，以便在加工过程中使被加工材料温度上升，让其发生逆变，这样就很不方便。这就是说，若使塑性加工变形量在20%以上，则比较容易实现15μm以下的均匀的超微细奥氏体组织。但是，塑性加工变形量达到50%以上时，按照加工形状和加工速度的不同，即使不使用辅助加热手段，只靠塑性加工也能够确保产生由铁素体相向奥氏体相发生逆变态所需的热量。因而，希望变形量在50%以上。对塑性加工装置，没有特别限制，例如有板轧机、轧管机、孔型轧机等各种轧制机械、穿孔机、锤、镦锻机、拉伸缩径轧机、拉伸矫直机、扭转加工机等等。作为另一种方法也可以用喷丸机，仅仅给予塑性加工变形。这对于线材等材料是一种简便有效手段。这种情况下，为了使钢材的各个面都能受到喷射，最好采用从上下左右4个方向抛射喷丸的方式。另外，喷丸最好使用在室温下去鳞皮用的普通钢球，其直径以尽可能小的为宜。要实现铁素体向奥氏体的逆变态，必须使温度一直上升到铁素体向奥氏体作逆变态的温度，即上升到AC1点以上。当然，即使是在AC1点以上的温度区域，若该温度不到AC3点，它还是铁素体和奥氏体的二相混合组织;本发明涉及的方法是，一边使温度上升，一边进行加工，因此，即使是不到AC3点的温度域，晶粒通过加工和再结晶，也达到充分微细化。然而，最好是升温到AC3点以上。不用说，在需要使之成为铁素体和奥氏体的二相组织时，要将升温温度设在AC3点以下。本发明中，发生逆变态时，之所以要一面进行塑性加工一边升温，是因为如前面所说明的那样，谋求“通过在铁素体区域的加工，实现铁素体晶粒的微细化”，“由加工硬化的铁素体晶粒经加工诱发而生成微细奥氏体晶粒”和“通过奥氏体晶粒的加工实现微细化”，进一步“促进由加工硬化的奥氏体晶粒经变形诱发而变态为微细铁素体晶粒”。逆变态前的“前期组织”含有碳化物时，由于上述加工，碳化物遭到机械性破碎，成为微细分散状态，而且该碳化物成了由铁素体向奥氏体逆变时的变态核，从而进一步促进了微细奥氏体晶粒的生成。另外，通过加工，促进碳化物的分解固溶，因此更促进向奥氏体的逆变。按照本发明所述的方法，对钢一边加工，一边升温，使它向奥氏体发生逆变时，无论如何总有一种加工速度快和升温迅速的倾向，因而实际上有时没有充足的时间进行向奥氏体逆变。因此，若热加工结束后马上冷却被轧材料，则有可能在经加工的铁素体晶粒向奥氏体晶粒的变态尚未结束时就被冷却，也会发生大的铁素体晶粒没有经过逆变态，而保持原状残留下来。因此，在要求的条件下，逆变工序终止后，为了给予充足时间以便让贮存了加工变形能的铁素体晶粒逆变为奥氏体，最好在轧制终止后保持在Ae1点以上的温度域。若保持温度降至Ae1点以下，则铁素体在热力学上也不能发生向奥氏体的变态，因此保持温度的下限当然必定是Ae1点的温度。在Ae1点以上的温度域下所需的保温时间，依轧制条件和钢种的不同而有显著差别;若是高纯度铁，实用上有几乎可称之为“瞬时”的1/100秒单位就足够了;而高合金钢，有的钢种则需要几十分钟。因而，保温时间的设定，既要能够使它们充分逆变，又要从作业等角度考虑经济方法能够承受，故该时间的上限值和下限值不作特定限制。具体地说，现在实用上供应的钢种，即使是高合金钢，若保温一小时就足够了。一般，调节轧制后的冷却速度进行直接退火的作法是先有技术，但是把那种退火工序也可以与本发明有关逆变态加工组合起来。可是，在那种退火工序中作为慢冷却而采用的冷却速度，根据所处理的产品和产品所需的变态组织(例如“充分回复的软性的铁素体、并且是超微细的组织”、“由极微细铁素体和球状碳化物构成的超微细退火组织”、不包含“马氏体和索氏体那样的淬火组织、由铁素体和球状碳化物或柔软的珠光体构成的退火组织、并且是超微细的组织”等)的不同而各不相同，并不能特别规定。另外，为实现上述各种组织所需要的冷却速度因钢种的不同而有很大差别，所以须要选择对应于各钢种的值。通过本发明所述的逆变态加工，奥氏体粒径变成超微细的，但也可以再将它淬火，使它成为超微细的马氏体。但是，奥氏体粒径一变小，钢的淬火性就大幅度降低，这个事实是广为人知的;尽管用相同冷却速度进行冷却，可是奥氏体晶粒微细者，由于发生从奥氏体向铁素体变态的温度向高温侧变化，所以大的铁素体晶粒容易生成和成长，于是，得到了与原目的-通过奥氏体组织微细化，使制品的组织微细化-相反的结果。图2中CCT曲线的前端部的位置，如图中用白箭头表示的那样，通过奥氏体晶粒微细化向短时间侧移动，因此容易生成铁素体/珠光体组织，难以获得淬火组织。同样，贝氏体生成领域也移向短时间一侧。因而，要克服这些问题，想获得具有十分微细的淬火组织的钢材时，就须要以临界冷却速度以上的冷却速度迅速冷却，以使其避开CCT曲线的前端部。为了快速冷却，必须使用大量的、或高压、高速的冷却介质(例如水、油、空气等)。可是，冷却速度越是在高温区域越快，而越是在低温区域越慢，因此，为了避开上述CCT曲线的前端部份，而只在高温区域(Ae1点～MS点的温度区域)淬火即可，这对于工业生产是有意义的。并且，所需要的加速冷却终了后的冷却最好是慢冷却(这里所说的慢冷却也包括自然冷却)。这样，若根据本发明，通过改变获得超微细晶粒组织的高温相之后的冷却处理条件，能够获得下列各种结晶组织的钢材。(1)。微细粒铁素体钢材若在通常的铁素体生成条件下，从高温状态冷却上述超微细粒奥氏体，本发明场合下，能够得到由各向同性铁素体晶粒构成的铁素体组织为主体的钢材，它们的粒径一旦达到5μm以下时，就具有特别优良的特性。上述各向同性铁素体晶粒与珠光体、贝氏体、马氏体等的各向异性铁素体有区别。(2)。微细粒贝氏体钢材若在通常的贝氏体生成条件下，从高温状态冷却上述超微细粒奥氏体，本发明场合下，能够获得以极其微细的贝氏体组的组织为主体的钢材，尤其是当贝氏体组达到5μm以下时，材料的加工性、强度、韧性等得到显著改善。上述所谓的“贝氏体组”定义为细长的贝氏体结晶的长度方向大体上排列起来的区域。(3)。微细粒马氏体钢材若在上述马氏体生成条件下，从高温状态冷却上述超微细粒奥氏体相，本发明场合下，能够获得以极其微细的马氏体组的组织为主体的钢材，尤其是当马氏体组达到5μm以下时，材料的加工性、强度、韧性等得到显著改善。上述所谓的“马氏体组”定义为细长的马氏体结晶的长度方向大体上排列起来的区域。微细粒马氏体的场合下，对含C量为0.6重量%以下的碳素钢或合金钢应用本发明所述方法，得到马氏体组织后，通过在Ac1点以下的温度区域进行回火工序，就能够得到高延展性PC钢材室温伸缩值1.5%以下、热伸缩值10%以下、拉伸强度95kgf/mm2以上、并且均匀伸长3.0%以上。当进行上述回火工序时，最好施加累积塑性变形为3～90%的塑性加工。(4)。微细粒珠光体钢材材料为高碳钢时，在通常的珠光体生成条件下，从高温状态冷却上述的超微细粒奥氏体，就能获得以极微细珠光体晶粒组织为主体的钢材，尤其是当珠光体群体的平均群体直径为5μm以下时，材料的加工性可见明显改善。上述所谓“珠光体群体”定义为珠光体组织中铁素体层与渗碳体层沿同一方向平行排列的区域。微细粒珠光体钢材场合下，使用含碳量为0.70～0.90重量%的线材，成为上述超微细粒奥氏体之后，进行铅浴法和风冷等等调节冷却，就能获得可以用于钢索的性能优越的细钢丝。即，以往只能达到强度最高为320kgf/mm2，若按照本发明的方法，就能获得最适合作细钢丝材料用的、冷拉用高碳钢线材拉伸强度380kgf/mm2以上、扭转次数20次以上、以及具有180°弯曲破坏概率为5%以下的延展性。只要能在各钢材中分别获得微细粒组织，那么就不受钢种和成分的限制，另外也可以根据其它需要使钢适量含有一种以上的合金元素(B、V、Nb、Ti、Zr、W、Co、Ta等)。此外，还可以根据不同的需要，添加La、Ce等稀土类元素和Ca、S、Pb、Te、Bi和Se等等易切削元素。本发明在相变态为低温相和高温相的金属上的应用，如上所述，并不仅仅局限于钢;例如，材料为钛时，高温相相当于β相，低温相相当于α相，与以上对钢的说明一样，同样可以应用本发明。即，本发明若按照其一种样式，是一种超微细组织钛或钛合金材料的制造方法，其特征在于钛或钛合金在热加工时，一面对至少一部份由α相构成的钛或钛合金施加变形量20%以上的塑性加工，一面将其升温到变态温度以上的温度域。接着在该温度域内保温不超过100秒，一旦使α相的一部份或全部逆变态为β相以后，便将其冷却。另外，钛或钛合金的β粒径或者冷却前的旧β粒径最好为100μm以下。众所周知，钛或钛合金中“冷却前的旧β粒径”，根据α粒的配列状态、硝弗酸等的腐蚀状况能正确判断。这里，所谓“至少一部份由α相构成的组织”，当然，“全部为α相的组织”不用说，还应包括“α相与稀土元素、稀土元素氧化物的析出相的一种以上物质所构成的混合组织”、“α相和β相构成的混合组织”、“α相和β相和稀土元素、稀土元素氧化物的析出相的一种以上所构成的混合组织”等。上述方法中，向β相逆变态后的冷却既可以是慢冷却、也可以是骤冷。〈实施例〉实施例1首先，将表1中所列的各种钢用感应加热熔化炉在大气中熔炼之后铸成3吨重的钢块，随后将其均热，初轧成截面为130mm×130mm的钢坯，再将它分割切断成100kg大小，热锻成50mm×30mm的方棒料。接着，对钢A到钢H的8种钢进行950℃加热正火，对钢I和钢J进行加热到1150℃后，进行炉内冷却，然后再将其轧成厚度为9mm、10mm、12mm、15mm、20mm、25mm，宽度为30mm的带钢，对钢A到钢H再加热到950℃进行正火，对钢I和钢J加热到1150℃之后进行炉内冷却，作为轧制材料。试验例Ⅰ使用表1所列的钢A～钢K、截面为20mm×30mm的轧制材料，用感应加热炉分别加热至表2所列的温度后，用行星轧机一次将它轧成7.5mm厚度。由于用行星轧机在大压下量下进行轧制而产生加工发热，而使轧机出口处轧材的温度上升，达到表2所列的“轧制终了温度”。另外，试验表明，通过改变轧制速度，可以改变和控制该温度。对轧制后的从钢A到钢H的8个钢种的钢材的组织分别进行了研究。若是轧制后自然冷却材料，测定其铁素体粒径;若是轧制后水冷淬火的试料，将其退火后，先使旧奥氏体发生晶间腐蚀后，再测定旧奥氏体粒径。另一方面，为比较起见，将截面为20mm×30mm的钢A和钢E、材料加热到950℃后，用板轧试验轧机，在850～825℃下作3道轧制后自然冷却-即所谓的“控轧”;另外还做这样试验在作同样轧制后，用喷水雾方法，快速冷却到650℃，然后自然冷却-“控轧·加速冷却法”。测定这些试料的奥氏体粒径是将控轧后的试料马上放入盐水中淬火，再将其退火，根据所得到的组织来实施的。将这些测定结果一并列入表2中。试验例Ⅱ使用表1中所列的钢G、板厚分别为9mm、10mm、12mm、15mm、20mm、25mm的6种轧制坯材，改变轧制加工工艺。这里，对9mm、10mm厚的坯材轧制是，使用行星轧机，与试验例Ⅰ同样，一次轧制到7.5mm厚。这时，刚轧制完的轧材的温度分别只上升到765℃和790℃，因此，用设于轧机出口处的感应加热线圈，快速升温到905℃。对轧材的一部份在905℃下保温5秒钟后进行水冷;剩余部份不经保温马上自然冷却。另一方面，对12mm厚到20mm厚的坯料也使用行星轧机，与试验例Ⅰ中一样轧制，但这时，由于行星轧机出口侧的轧材温度达到了905℃，所以对一部份轧材，在轧制后马上自然冷却，剩余部份，在设于轧机出口处的感应加热炉内轧后在该温度下只保温5秒钟，之后进行水冷。对于25mm厚的坯材，使用实验室规模的板轧机和感应加热炉，在各道次间，用感应加热炉进行加热，每次提高轧材温度50℃，各道次以5mm压下量，进行4个道次连续轧制，得到热轧钢材。将试验结果和处理条件一并列入表3中。试验例Ⅲ使用表Ⅰ所示的钢A、G、板厚为20mm的坯料，作与试验Ⅰ同样的轧制试验。这时，由于是高压下量轧制，因而在轧机出口侧的轧材温度因加工发热而上升，该温度随行星轧机的轧制速度而变化。于是，通过调整轧制速度，使轧件终轧温度发生各种变化。轧制后的轧件的一部份马上进行水冷，剩余部份用感应加热将终轧温度保持等温1分钟后进行水冷。试验结果和处理条件一并列于表4。试验例Ⅳ使用表1所示的钢D、板厚20mm的坯料，将它加热到740℃、780℃、850℃，改变奥氏体和铁素体的比率，将它们作为原材料，进行与试验例Ⅰ同样的热轧。另外，通过调整轧制速度使终轧温度大约为810℃。轧制前的组织用加热后不经轧制、就淬火的坯料进行研究;轧制后对下列二种材料进行研究一种是轧后马上用水淬火或经过自然冷却得到的材料;另一种如试验号4-7和4-8所示，轧后保持等温1分钟后得的材料。以上结果列于表5中。试验例Ⅴ使用表1中的钢G、板厚20mm的坯料，把它用红外线加热炉加热到875℃后，在轧制前一度作自然冷却，当坯料温度分别达到675℃、650℃、625℃、600℃时，用行星轧机作与试验例Ⅰ同样的轧制。这时，调整轧制速度以使各轧件的终轧温度都大致达到850℃。为了知道轧前的钢材组织，将同样坯料加热到875℃后，自然冷却到675℃～600℃的各温度，然后不经轧制就使它们淬火、回火，作组织的观察，以此来推测轧制前的组织。另外，取表1中钢G、板厚20mm的坯料，用盐浴作韧化处理，使它成为“贝氏体组织”;取同样坯料作油淬之后，在200℃下回火，使它成为“回火马氏体组织”，以这二种热处理后的材料作为轧件，在与上述相同的条件下对这些轧件进行轧制和后处理，观察其组织。以上结果和处理条件一并列于表6中。试验例Ⅵ使用表1所示钢Ⅰ、截面为50mm×30mm的方棒料，将其加热到200℃后，用气锤在1050℃～700℃温度范围内，锻压成截面为20mm×30mm的方棒料。随后，将其放于700℃的炉中保温5分～2小时，使它们的组织成为奥氏体、球状碳化物和氮化物、铁素体和珠光体的混合组织。此后，将从700℃的炉中取出的上述锻压件，马上进行与试验例Ⅰ同样的轧制、自然冷却。并且，轧件自然冷却到室温后马上回火，测定旧奥氏体粒径。将此结果与处理条件一并列于表7中。实施例2试验例Ⅶ使用表1所示钢A～钢K、截面为20mm×30mm的坯料，用感应加热炉分别加热到如表8中所列的温度以后，在行星轧机上一道次轧制成7.5mm厚。因此，各钢材加工前的组成，与表8所表示的一样，是铁素体单相或铁素体。奥氏体混合组织、或这些与碳化物、氮化物、金属间化合物等的混合组织。轧机出口处的轧件温度，因行星轧机的大压下量轧制产生加工发热而上升，达到了表8中所列的“终轧温度”。此外，经试验确认通过改变轧制速度，可以改变和控制该温度。轧制后的钢材，在终轧温度下保温一段时间(1小时以内各种不同的时间)之后进行水冷却。首先观察测定以淬火组织存在的铁素体晶粒的粒径，然后经回火处理后淬火，测定因淬火而固定下来的淬火前的奥氏体晶粒的粒径。另一方面，为了进行比较，对钢作这样处理将坯料钢A和钢E(截面20mm×30mm)加热到950℃后，在板轧试验机上，以850℃～825℃作3道次轧制，然后自然冷却，这就是所谓“控轧”;另外，经同样轧制后，通过水的喷雾骤冷到650℃后自然冷却，这就是“控轧·加速冷却法”。将这些测定结果一并列入表8中。试验例Ⅷ使用表1所列的钢G、板厚为10mm、12mm、15mm、20mm、25mm的5种坯料，进行了改变轧制加工度的热轧钢材的试制实验。在此，对10mm厚的轧件的轧制，是用行星轧机，与试验例Ⅶ一样，一道次轧至7.5mm。因为轧制后的轧件温度只分别上升到765℃和790℃，所以用设于轧机出口处的感应加热线圈进行快速升温到900℃。并且，对轧制及感应加热处理后的试料，采用二种方法进行冷却一部份是，加热到900℃后马上自然冷却;剩余部份则是，在轧机出口处加热到900℃后在该温度下分别保温5秒、30秒、1分钟之后用水冷却。另一方面，对12mm厚到20mm厚的坯料也用行星轧机，与试验例Ⅶ同样进行轧制，这时，行星轧机出口侧的轧件温度达到845℃，因此，一部份在轧制后马上自然冷却，剩余部份在轧制后，用设于轧机处的感应加热炉在上述温度下分别保温5秒、30秒、1分钟后用水冷却。对于25mm厚的坯料，使用实验室规模的板轧机和感应加热炉，在各道次间，用感应加热炉加热，一面使轧件温度每次提高60℃，一面在各道次的压下量均为5mm下，进行了4个道次的连续轧制，得到热轧钢材。将这些结果和处理条件一并列于表9中。试验例Ⅸ使用表1所列钢A、G、H、板厚为20mm的坯料，进行与试验Ⅶ同样的轧制试验。这时，因为是大压下量轧制，加工发热使轧机出口侧的轧件温度上升，该温度随行星轧机的轧制速度的不同而变化。于是，通过调整轧制速度，能使轧件的终轧温度发生各种变化而得到调整。并且，轧制后的轧件，分别使用另外的试料通过感应加热将终轧温度保持等温5秒或1分钟之后用水冷却。将这些结果和处理条件一并列于表10中。试验例Ⅹ使用表1中所列钢D、板厚20mm的坯料，将其加热到740℃、780℃、850℃、改变其奥氏体和铁素体的比率，所得的材料作为初轧制材料，进行与试验例Ⅶ同样的轧制试验。调整轧制速度，使终轧温度大约为810℃。轧前组织用加热后不经轧制、而淬火的坯料进行研究;轧制后组织是对下列二种材料进行研究一种是轧后保温5秒钟，然后采用水淬或自然冷却面得到的材料;另一种如表11的试验号10-7和10-8所示，轧后保温1分钟而得到的材料。将这些结果列于表11中。试验例Ⅺ使用表1中所示的钢G、板厚为20mm的坯料，将其用红外线加热炉加热到875℃后，轧制前一度进行自然冷却，当坯料温度为675℃、650℃、625℃、600℃时在行星轧机上进行与试验Ⅶ同样的热轧。并且调整轧制速度，以便使各轧件的终轧温度都大致达到850℃。为了了解轧制前的钢材组织，将同样坯料加热到875℃后，自然冷却到675℃～600℃间的各温度，就在这种状态下，不经轧制，进行淬火、回火处理，观察其组织，推测轧前组织。再将表Ⅰ中所列钢G、板厚为20mm的坯料，通过盐浴使其韧化，成为“贝氏体组织”;另外取同样坯料，油淬后在200℃下进行回火，形成“回火马氏体组织”。将上面所得的二种材料作为轧制坯料，在与上面相同的条件下进行轧制和后处理，然后观察组织。在上述条件下，一旦加热到完全奥氏体组织出现后，便调整温度，再对改变了铁素体组织比例的前组织进行逆变态轧制时，将其结果和处理条件一并列于表12。试验例Ⅻ使用表1中所列钢I、截面为50mm×30mm的方钢棒，将其加热到200℃后，用气锤在1050℃～700℃范围内锻压成截面为20mm×30mm的方钢棒。然后，将它放在700℃的炉中保温5分钟～2小时，使其组织成为奥氏体、球状碳化物和氮化物、铁素体和球光体的混合组织。此后，对上述从700℃炉中取出的锻压件马上进行与试验例Ⅶ同样的轧制、自然冷却。并且轧材自然冷却到室温后马上回火，测定其粒径。将其结果与处理条件一并列在表13中。另外，通过试验还确认也可以用喷丸处理来代替上述的热轧，作为本发明提出的为实现逆变态而进行的塑性加工，例如在710℃下开始喷丸处理，能使表面温度上升到920℃。实施例3本例说明在钛或钛合金上应用本发明的情况。首先，通过真空电弧熔炼制取表14所列纯钛和钛合金铸块，将它们进行热锻(加热到1500℃，加工完为1300℃)，锻成截面为60mm×40mm的棒料，再经退火后，切成截面为50mm×30mm的试料。试验例ⅩⅢ使用表14所列纯钛和钛合金的试料A～E，把它们用感应加热炉加热到表15所示的各种温度后，在行星轧机或通常的板轧机上轧制到7.5mm厚。在通常板轧机上的轧制，实行3道次轧制。这时，用行星轧机轧制的轧件，由于大压下轧制，产生加工发热，使轧机出口处的轧件的温度上升，通过改变轧制速度，可以改变和控制该到达温度，在本试验例中，不管哪种材料都能使它升温到材料的变态温度以上。接着，对轧制后的轧件，立即或者在终轧温度下保温一段时间(1小时以内的各种时间)后用水冷却，观察微观组织。将这些结果和各种具体制造条件一并列入表15中。另外，冷却前的β粒的粒径通过观察轧制试验用材的微观组织获得。试验例ⅩⅣ使用表14所列钛合金C的轧制试验用材，在行星轧机上改变压下量(变形量)，进行逆变态轧制后，在终轧温度下保温10秒钟，接着马上水冷，对通过上述工艺得到钛合金材的微观组织进行观察。在行星机上轧制时的压下量(变形量)，有0%、10%、20%、30%、40%和50%6种，在小于这些压下率的情况下，仅仅靠加工热，不足以使轧件升温到变态温度以上，因此，在轧机出口处配置感应线圈，通过它进行感应加热，使轧件快速加热到变态温度以上的温度1050℃。将所得到的各种钛合金材料的微观组织的观察结果列于表16。实施例4本例中，对表17的各种钢试料，试制出由以铁素体为主体的组织构成的钢材，并评价其机械特性。其结果列于表18中。实施例5对表19所列的组成成分的各种钢试料A～E，试制出由以贝氏体为主体的组织构成的钢材，并评价其机械特性。其结果列于表20中。实施例6由表21所列的组成成分的各种钢试料，获得由以马氏体为主体的组织构成的钢材，并评价其机械特性。其结果列于表22中。实施例7由表23所示的组成成分的各试料，获得由以珠光体为主体的组织构成的钢材，并评价其机械特性。其结果列于表24中。实施例8按照本发明在热加工开始温度650℃、加工终了温度900℃、升温速度100℃/S、塑性加工度70%的条件下，对碳钢(0.80%C-0.22%Si-0.51%Mn)进行热轧，轧得线径为5.2mm的线材，接着水冷到800℃，此后进行风冷，完成了珠光体变态。得到的珠光体线材按照常规工艺进行冷拔丝，制造细钢丝。它可作为汽车轮胎的帘子线使用。得到的细钢丝强度达到408kgf/mm2、扭转次数为25次、弯曲破坏概率为4.0%。实施例9将组成成分为碳钢(0.53%C-0.28%Si-0.79%Mn)的直径35mm的圆钢加热到950℃之后，使用8架串列式轧机在780℃的温度下轧成直径22.5mm后，自然冷却到500℃，接着用高频加热法快速升温到700℃之后，在串列式轧机上以56%的压下率轧成直径15.0mm。轧机出口处该线材温度为890℃。轧好后进行0.6秒的水淬。然后，将淬火后线材以高频感应法再加热到690℃后，以76%的压下率在高速连轧机上轧成直径7.4mm。将终轧温度为880℃、直径为7.4mm的轧件进行水淬，得到PC圆钢。所得PC圆钢的特性如下拉伸强度155.0kgf/mm2、屈服强度142.7kgf/mm2、延伸率14.6%、均匀延伸率10.3%、180℃时的伸长率6%、冲击拉伸破坏能为7.26kgf-mm/mm3。表4-A(注1)表示组织的代号含意如下F铁素体、P珠光体、B贝氏体、M马氏体、C碳化物(注2)组织分析结果的“＊”记号表示，旧奥氏体组织呈现不清楚，这是根据冷却后的铁素体组织状态推断的值。表4-A(续)表4-B注表示组织的代号含意F铁素体、P珠光体、B贝氏体、M马氏体、C碳化物。表4-B(续)表5注表示组织的代号含意F铁素体、A奥氏体、M马氏体、P珠光体。表5(续)表7注表示组织的代号含意A奥氏体、F铁素体、P珠光体、CN碳氮化物、M马氏体。表7(续)表8-A注表示组织的代号含意A奥氏体、F铁素体，CN碳氮化物、MC金属化合物、SC球状碳化物、P珠光体。表8-A(续)注表示组织的代号含意A奥氏体、F铁素体、CN碳氮化物、MC金属化合物、SC球状碳化物、P珠光体。表8-B(续)表8-C(续)表9(续)(注)表示组织的代号含意F铁素体P珠光体表10-B</tables>注1“比”表示“比较例”、“本”表示“本发明例”注2表示组织的代号含意F铁素体、P珠光体、B贝氏体、M马氏体、C碳化物。表10-B(续)注表示组织的代号含意A奥氏体F铁素体B贝氏体M马氏体表13注表示组织的代号含意A奥氏体、F铁素体、P珠光体、C碳化物、M马氏体表13(续)权利要求1.一种超微细组织的金属材料的制造方法，其特征在于相变态为低温相和高温相的金属，当其至少有一部份为低温相状态时，对它施加塑性加工，同时使其温度超过变态点，一直升温到高温相域，谋求高温相的超微细化。2.根据权利要求1中所记载的方法，其特征在于上述金属是从钢、钛和钛合金、锆和锆合金、镍和镍合金中选择的一种。3.根据权利要求1中所记载的方法，其特征在于如前所述，将超微细组织的高温相加以冷却，一直冷却到室温。4.根据权利要求1中所记载的方法，其特征在于如前所述，将超微细组织的高温相进行冷却时，使它发生向低温相的相变。5.根据权利要求4中所记载的方法，其特征在于上述相变是通过快速冷却进行的。6.一种超微细组织钢的制造方法，其特征在于在高温下呈δ相的奥氏体不锈钢，其构成至少有一部份呈低温相即γ相状态，对它施加变形程度为20%以上的塑性加工，同时升温到变态点以上的温度域，使由γ相构成的组织的一部份或全部一旦变态为δ相，然后就进行冷却。7.一种超微细组织的金属材料的制造方法，其特征在于对钢进行热加工时，对至少有一部份组织系由铁素体构成的钢，施加变形程度为20%以上的塑性加工，同时使材料升温到Ac1点以上的温度域，使由铁素体构成的组织的一部份或全部一旦变态为奥氏体，然后进行冷却。8.根据权利要求7中记载的方法，其特征在于升温至Ac1点以上的温度域之后，一度保温在Ae1点以上的温度域，使由铁素体构成的组织的一部份或全部变态为奥氏体，然后进行冷却。9.根据权利要求6或7中所记载的方法，其特征在于向奥氏体变态后的冷却是以慢冷却方式进行的。10.根据权利要求8中所记载的方法，其特征在于向奥氏体变态后，在Ae1点到Ms点的温度域，用一段或二段以上的多段方式加速冷却以后进行慢冷却。11.根据权利要求7～10中任一项中所记载的方法，其特征在于通过喷丸处理法，使上述钢材的至少表面的温度升温到Ac1点以上的温度。12.一种超微细组织钛或钛合金材料的制造方法，其特征在于在钛或钛合金热加工时，对至少有一部份组织由α相构成的钛或钛合金施加变形程度为20%以上的塑性加工，同时使材料升温到变态温度以上的温度域，接着在该温度域只保持不超过100秒的时间，使α相的一部份或全部一旦逆变成β相，然后就进行冷却。13.根据权利要求12中所记载的方法，其特征在于向β相逆变态之后的冷却是以慢冷却方式进行的。14.根据权利要求12中所记载的方法，其特征在于向β相逆变态后的冷却是用快速冷却方式进行的。15.一种根据权利要求7所记载的方法得到的微细粒铁素体钢材。16.一种根据权利要求7所记载的方法得到的微细粒贝氏体钢材。17.一种根据权利要求7所记载的方法得到的微细粒马氏体钢材。18.一种根据权利要求7所记载的方法得到的微细粒珠光体钢材。19.一种冷拔丝高碳钢线材的制造方法，其特征在于在权利要求7所记载的方法中向奥氏体变态后，实施调整冷却，使之变态为珠光体。20.一种高延展性PC钢材的制造方法，其工艺过程为在权利要求7所记载的方法中，使材料向奥氏体变态的加工工艺至少进行一次以上，加工结束后立即以临界冷却速度以上的冷却速度进行冷却，生成以马氏体组或旧奥氏体晶粒的平均粒径为5μm以下的马氏体为主体的组织，然后，在Ac1点以下的温度域进行回火。21.根据权利要求20所记载的高延展性PC钢材的制造方法，包括下述工艺施加累计塑料变形程度为3～90%总塑性加工，同时，在Ac1点以下的温度域进行回火。全文摘要一种超微细组织的金属材料及其制造方法。其特征在于相变态为低温相和高温相的金属，当其至少有一部分为低温相状态时，对它施加塑性加工，同时使其温度超过变态点，一直升温到高温相域，得到高温相的超微细化。文档编号C22F1/10GK1043160SQ8910906公开日1990年6月20日申请日期1989年12月5日优先权日1988年12月5日发明者相原贤治,林干博,塚本孝,村井畅宏,萩田兵治申请人:住友金属工业株式会社