專利名稱：：超微細(xì)組織的金屬材料及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及一種金屬材料及其制造方法，這種材料是，相變態(tài)為低溫相和高溫相的金屬(包括合金)，從使其晶粒組織超微細(xì)化的高溫相制取的。另外，本發(fā)明還涉及高溫相的和從高溫相得到的低溫相的晶粒組織超微細(xì)化的方法。這里，上述所謂“高溫相”和“低溫相”分別是指在高于變態(tài)點(diǎn)溫度下和低于變態(tài)點(diǎn)低溫度下形成的相。另外，作為上述“金屬”的代表例，可以舉出鋼、鈦或鈦合金、鋯或鋯合金、以及鎳或鎳合金等，可是，在本文中為了便于說明起見，主要舉“鋼”和“鈦”為例進(jìn)行說明。在鋼的場合下，高溫相相當(dāng)于奧氏體，低溫相相當(dāng)于鐵素體，或者說高溫相相當(dāng)于δ鐵素體，低溫相相當(dāng)于γ奧氏體，下面只要不預(yù)先指明，作為高溫相就舉奧氏體為例，低溫相就舉鐵素體為例進(jìn)行說明;在鈦或鈦合金場合下，高溫相和低溫相分別相當(dāng)于β相和α相。過去眾所周知的事實(shí)是金屬材料的各種特性，例如低溫韌性、延展性、屈服強(qiáng)度、耐腐蝕性、超塑性等隨晶粒組織的細(xì)化而得到提高。因此，迄今為止開發(fā)了許多種使金屬材料組織細(xì)化的方法?？墒?，說到金屬組織的細(xì)化，通常它是指平均粒徑細(xì)化到約20μm，至于平均粒徑10μm以下，一般而言15μm以下的超微細(xì)晶粒組織的金屬材料，其工業(yè)化制造技術(shù)尚未開發(fā)成功。例如，我們知道，控軋就是熱軋時(shí)控制軋制條件，盡可能使終軋溫度保持低溫，從而使熱軋鋼材組織達(dá)到細(xì)化的方法，但是即使用這種工藝，要使高溫相的奧氏體的粒徑達(dá)到15μm以下也是非常困難的。因此，由這種奧氏體產(chǎn)生的鐵素體的粒徑微細(xì)化也有限度，要獲得平均粒徑10μm以下的各向同性的鐵素體組織實(shí)際上是不可能的。與此相關(guān)，開發(fā)了加速冷卻方法，即調(diào)整控軋后的冷卻速度，通過這種手段，引起由奧氏體的變態(tài)，以使生成的鐵素體晶粒核的生成數(shù)量增大，使結(jié)晶進(jìn)一步微細(xì)化。但是，這種方法中，變態(tài)前的奧氏體組織本身也只是因控軋而微細(xì)化的，并不是受加速冷卻的影響。進(jìn)而，在特公昭62-42021號(hào)公報(bào)中公開了一種將上述那種控軋和加速冷卻相結(jié)合的方法，是將低碳鋼在高于變態(tài)點(diǎn)附近的溫度下進(jìn)行強(qiáng)加工，使其生成微細(xì)鐵素體，防止奧氏體的再結(jié)晶，同時(shí)，通過加速冷卻使生成貝氏體和馬氏體達(dá)到微細(xì)化，用上述方法能制造出包含平均粒徑5μm左右的鐵素體系晶粒，其余是由馬氏體或貝氏體組成的熱軋鋼材。但是，用這種方法，貝氏體或馬氏體組織的粒徑也只能達(dá)到20～30μm左右?！惰F和鋼》1988年第6號(hào)(第1052-1057頁)上發(fā)表了下列技術(shù)將奧氏體系不銹鋼(Fe-13/18wt%Cr-8/12wt%Ni)在室溫下冷加工，使奧氏體加工變態(tài)為馬氏體后，在穩(wěn)定的奧氏體區(qū)域?qū)⑺訜幔谕嘶馉顟B(tài)下，將馬氏體逆變態(tài)成奧氏體，由此能得到超微細(xì)奧氏體組織。這種技術(shù)，是將熱軋制造的材料進(jìn)行冷軋或者在室溫以下的低溫加工之后，在奧氏體區(qū)域內(nèi)加熱、退火，即相當(dāng)于通常進(jìn)行的奧氏體鋼的固溶處理?？墒牵捎谒且环N逆變態(tài)奧氏體化的變態(tài)點(diǎn)在500～600℃范圍的高Cr-高Ni不銹鋼，且是構(gòu)成成分極其有限的鋼，所以不能靠固溶處理來實(shí)現(xiàn)結(jié)晶微細(xì)化的，而一般情況下，通過固溶處理，要生成粒徑15μm以下的奧氏體組織是不可能實(shí)現(xiàn)的。本發(fā)明的一般目的在于提供一種方法，使相變態(tài)為低溫相和高溫相的金屬變?yōu)榫哂芯鶆虻某⒓?xì)晶粒的高溫相，以及提供一種用此方法制取的金屬材料。本發(fā)明更具體的目的是若以鋼而言，提供一種獲得平均結(jié)晶粒徑為15μm以下、最好是10μm以下的均勻的超微細(xì)晶粒的奧氏體組織的方法，以及用此法制取的金屬材料。本發(fā)明另一個(gè)具體目的是提供一種獲得上述那樣的均勻超微細(xì)晶粒的奧氏體組織、其次獲得平均粒徑10μm以下、最好5μm以下的均勻超微細(xì)晶粒的鐵素體、馬氏體、貝氏體或珠光體等等組織的方法，以及提供具有上述組織的金屬材料。本發(fā)明的再一個(gè)目的是提供一種使鈦或鈦合金得到上述那樣的均勻的超微細(xì)晶粒組織的方法，以及提供具有上述組織的鈦或鈦合金材料。本發(fā)明者等可以得出新見解如下即(a).例如鋼，對(duì)組織分別為鐵素體和奧氏體的相變態(tài)為低溫相和高溫相的金屬進(jìn)行熱加工時(shí)，加工的開始階段，使其歷經(jīng)如通常熱加工那樣的加熱或加工過程;然后等到獲得至少有一部份金屬材料組織呈低溫相組織的金屬材料;在加工的最終階段，一邊進(jìn)行塑性加工，一邊提高溫度，使其超過變態(tài)點(diǎn)，使上述低溫相逆變態(tài)為高溫相，就能獲得以往的控軋等無法得到的超微細(xì)晶粒組織的高溫相。(b).為了通過逆變態(tài)而成為高溫相組織用的前期組織，即上述至少有一部份是由低溫相構(gòu)成的組織，也可以從加工的最初階段就預(yù)先準(zhǔn)備好，在低溫域和高溫域先對(duì)它進(jìn)行加工之后，在加工的最終階段，一面進(jìn)行塑性加工，一面提高溫度，使其超過變態(tài)點(diǎn)，即使采用這種工藝，也能獲得上述超微細(xì)晶粒組織的高溫相。(c).為了充分進(jìn)行上述逆變態(tài)，在塑性加工引起的溫度上升過程結(jié)束后，最好使其在呈完全平衡狀態(tài)的變態(tài)點(diǎn)溫度以上，例如Ac1點(diǎn)溫度以上，保持一定時(shí)間。(d).這樣得到的超微細(xì)晶粒的高溫相的熱加工金屬材料，以后可以使用以往采用的各種手段，例如自然冷卻、慢冷卻、保溫、加速冷卻、同時(shí)進(jìn)行加工的冷卻、淬火、或者是以上方法的組合等中的任何一種方法使其具備符合產(chǎn)品所需的特性。通過上述工藝，可以得到用先有技術(shù)不能獲得的具有均勻的超微細(xì)晶粒組織的金屬材料。若是鋼材，尤其是采用慢冷卻，就可得到非常微細(xì)的球狀退火組織或軟化退火組織;另外，若將超微細(xì)的奧氏體組織的熱加工鋼材避開CCT曲線(連續(xù)冷卻變態(tài)圖)的前端部，僅僅在高溫區(qū)驟冷，就能比較容易得到均勻的超微細(xì)晶粒的淬火組織。這樣通過適當(dāng)選擇后續(xù)的熱處理?xiàng)l件而能夠得到的組織，在鋼材情況下，是奧氏體、鐵素體、貝氏體、馬氏體和珠光體的各組織。(e)在熱加工鋼材的情況下，如上所述，歷經(jīng)由鐵素體→奧氏體→鐵素體的相變，因此，加工中析出的碳化物和氮化物(它們往往被用來使鋼強(qiáng)化)失去了與基體的晶格的相容性，因此依靠那些碳化物和氮化物的鋼的強(qiáng)化機(jī)制由“共格析出強(qiáng)化”向“非共格析出強(qiáng)化”變化。因而，以析出強(qiáng)化為目標(biāo)的鋼材，可以達(dá)到無脆化的強(qiáng)化。這是非常理想的效果。本發(fā)明是根據(jù)上述見解提出的，從廣義上說它是一種使金屬材料的高溫相組織超微細(xì)化的方法和由那種高溫相得到的金屬材料及其制造方法。對(duì)相變態(tài)為低溫相和高溫相的金屬，其中至少有一部份是具有由低溫相構(gòu)成的組織的金屬材料，一面進(jìn)行塑性加工，一面升溫，使其溫度超過變態(tài)點(diǎn)，直到高溫相域，使其高溫相組織實(shí)現(xiàn)超微細(xì)化。本發(fā)明中，作為加工對(duì)象的金屬材料，只要是相變態(tài)為低溫相和高溫相的，在材料種類方面就沒有什么特別的限制，例如不管是鋼、鈦或鈦合金、鋅或鋅合金、鎳或鎳合金等中的哪一種，都能取得充分好的效果。例如，就鋼而言，在熱加工時(shí)，只要它是“至少有一部份是由鐵素體構(gòu)成的組織的鋼”，就不管其成份組成如何，碳素鋼、合金鋼都可以。這里，所謂“至少有一部份是由鐵素體構(gòu)成的組織的鋼”的含義，“全部是鐵素體組織的鋼”當(dāng)然不用說，另外也包括“由鐵素體和碳化物、氮化物、金屬間化合物中一種以上物質(zhì)構(gòu)成的混合組織的鋼”、“由鐵素體和奧氏體組成的混合組織的鋼”或“鐵素體和奧氏體和碳化物、氮化物、金屬間化合物中一種以上物質(zhì)組成的混合組織的鋼”等，這是不言而喻的。另外，這里所謂“鐵素體”意味著與奧氏體相對(duì)的由鐵素體所構(gòu)成的組織，不僅是各向同性的鐵素體組織，而且也包括針狀鐵素體組織珠光體組織、貝氏體組織、馬氏體組織、回火馬氏體組織等將鐵素體相作為構(gòu)成要素的任何形態(tài)的鐵素體組織。下面參照附圖，對(duì)本發(fā)明作進(jìn)一步說明。圖1是實(shí)施本發(fā)明的熱軋生產(chǎn)線的概略說明圖;圖2是表示CCT曲線的圖。圖1為本發(fā)明實(shí)施中使用的軋制工序概略說明圖，圖中，在感應(yīng)加熱爐1內(nèi)設(shè)置軋輥2，能夠在加熱爐中進(jìn)行軋制。軋制時(shí)，首先將待軋材3在紅外線加熱爐4中加熱，之后送往感應(yīng)加熱爐1，一邊用設(shè)置在各軋輥間的感應(yīng)加熱線圈5輔助性地調(diào)節(jié)溫度一邊進(jìn)行熱軋。并且被軋制的材料從離開最后一對(duì)軋輥到卷繞盤6之間通過保溫爐7實(shí)施保溫或使它慢冷卻，或使它自然冷卻，也可以用水冷噴嘴8對(duì)其進(jìn)行水冷，最后卷繞在卷繞盤6上。本發(fā)明所涉及的熱加工鋼材的制造法，用鐵素體相的單一組織或以鐵素體為主的混合組織作為前期組織。如前所述，為了一邊對(duì)鋼進(jìn)行塑性加工，一邊使鋼發(fā)生由鐵素體向奧氏體的逆變態(tài)，因而生成超微細(xì)奧氏體，隨后，通過冷卻，由這種超微細(xì)晶粒的奧氏體產(chǎn)生均勻的超微細(xì)的各種變態(tài)組織。另外，雖說原組織的鐵素體量多時(shí)，本發(fā)明的效果好，但依鋼種的不同，有時(shí)在熱加工中實(shí)現(xiàn)“鐵素體100%”或“鐵素體和碳化物(根據(jù)鋼種的不同也有時(shí)為氮化物和其它析出物)為100%”這樣的組織也是困難的;并依產(chǎn)品的不同，有時(shí)也可以成為“鐵素體和奧氏體”或“鐵素體和奧氏體和碳化物(也有時(shí)是氮化物、或其它的化合物和析出物)”，不管何種情況，希望鐵素體的體積比在20%以上，最好為50%以上。本發(fā)明的合適的實(shí)施例中，由鐵素體→奧氏體的逆變態(tài)時(shí)，塑性加工的變形量限制在20%以上。首先，本發(fā)明中，塑性加工變形量在下述三方面所起的誘發(fā)作用是重要的。第一是由于對(duì)鐵素體進(jìn)行加工，而加工具有導(dǎo)致從加工硬化的鐵素體開始生成非常微細(xì)奧氏體晶粒的作用;第二是為了使被加工材料的溫度一直上升到鐵素體變態(tài)成奧氏體的變態(tài)點(diǎn)，而加工具有產(chǎn)生加工熱的作用;第三是使生成的微細(xì)奧氏體結(jié)晶加工硬化，此后在鐵素體生成時(shí)，加工具有導(dǎo)致變態(tài)并生成更微細(xì)的鐵素體晶粒的作用。然而，當(dāng)塑性加工變形量不到20%時(shí)，即使發(fā)生了由鐵素體變?yōu)閵W氏體的逆變態(tài)，有時(shí)也會(huì)出現(xiàn)由加工誘發(fā)的微細(xì)奧氏體晶粒生成不夠充分的情況，使生成的奧氏體晶粒達(dá)到15μm以下的指標(biāo)有困難。另外，若塑性加工變形量如果不到20%，由于加工發(fā)熱少，因此需要設(shè)置某種輔助加熱手段，以便在加工過程中使被加工材料溫度上升，讓其發(fā)生逆變，這樣就很不方便。這就是說，若使塑性加工變形量在20%以上，則比較容易實(shí)現(xiàn)15μm以下的均勻的超微細(xì)奧氏體組織。但是，塑性加工變形量達(dá)到50%以上時(shí)，按照加工形狀和加工速度的不同，即使不使用輔助加熱手段，只靠塑性加工也能夠確保產(chǎn)生由鐵素體相向奧氏體相發(fā)生逆變態(tài)所需的熱量。因而，希望變形量在50%以上。對(duì)塑性加工裝置，沒有特別限制，例如有板軋機(jī)、軋管機(jī)、孔型軋機(jī)等各種軋制機(jī)械、穿孔機(jī)、錘、鐓鍛機(jī)、拉伸縮徑軋機(jī)、拉伸矯直機(jī)、扭轉(zhuǎn)加工機(jī)等等。作為另一種方法也可以用噴丸機(jī)，僅僅給予塑性加工變形。這對(duì)于線材等材料是一種簡便有效手段。這種情況下，為了使鋼材的各個(gè)面都能受到噴射，最好采用從上下左右4個(gè)方向拋射噴丸的方式。另外，噴丸最好使用在室溫下去鱗皮用的普通鋼球，其直徑以盡可能小的為宜。要實(shí)現(xiàn)鐵素體向奧氏體的逆變態(tài)，必須使溫度一直上升到鐵素體向奧氏體作逆變態(tài)的溫度，即上升到AC1點(diǎn)以上。當(dāng)然，即使是在AC1點(diǎn)以上的溫度區(qū)域，若該溫度不到AC3點(diǎn)，它還是鐵素體和奧氏體的二相混合組織;本發(fā)明涉及的方法是，一邊使溫度上升，一邊進(jìn)行加工，因此，即使是不到AC3點(diǎn)的溫度域，晶粒通過加工和再結(jié)晶，也達(dá)到充分微細(xì)化。然而，最好是升溫到AC3點(diǎn)以上。不用說，在需要使之成為鐵素體和奧氏體的二相組織時(shí)，要將升溫溫度設(shè)在AC3點(diǎn)以下。本發(fā)明中，發(fā)生逆變態(tài)時(shí)，之所以要一面進(jìn)行塑性加工一邊升溫，是因?yàn)槿缜懊嫠f明的那樣，謀求“通過在鐵素體區(qū)域的加工，實(shí)現(xiàn)鐵素體晶粒的微細(xì)化”，“由加工硬化的鐵素體晶粒經(jīng)加工誘發(fā)而生成微細(xì)奧氏體晶粒”和“通過奧氏體晶粒的加工實(shí)現(xiàn)微細(xì)化”，進(jìn)一步“促進(jìn)由加工硬化的奧氏體晶粒經(jīng)變形誘發(fā)而變態(tài)為微細(xì)鐵素體晶粒”。逆變態(tài)前的“前期組織”含有碳化物時(shí)，由于上述加工，碳化物遭到機(jī)械性破碎，成為微細(xì)分散狀態(tài)，而且該碳化物成了由鐵素體向奧氏體逆變時(shí)的變態(tài)核，從而進(jìn)一步促進(jìn)了微細(xì)奧氏體晶粒的生成。另外，通過加工，促進(jìn)碳化物的分解固溶，因此更促進(jìn)向奧氏體的逆變。按照本發(fā)明所述的方法，對(duì)鋼一邊加工，一邊升溫，使它向奧氏體發(fā)生逆變時(shí)，無論如何總有一種加工速度快和升溫迅速的傾向，因而實(shí)際上有時(shí)沒有充足的時(shí)間進(jìn)行向奧氏體逆變。因此，若熱加工結(jié)束后馬上冷卻被軋材料，則有可能在經(jīng)加工的鐵素體晶粒向奧氏體晶粒的變態(tài)尚未結(jié)束時(shí)就被冷卻，也會(huì)發(fā)生大的鐵素體晶粒沒有經(jīng)過逆變態(tài)，而保持原狀殘留下來。因此，在要求的條件下，逆變工序終止后，為了給予充足時(shí)間以便讓貯存了加工變形能的鐵素體晶粒逆變?yōu)閵W氏體，最好在軋制終止后保持在Ae1點(diǎn)以上的溫度域。若保持溫度降至Ae1點(diǎn)以下，則鐵素體在熱力學(xué)上也不能發(fā)生向奧氏體的變態(tài)，因此保持溫度的下限當(dāng)然必定是Ae1點(diǎn)的溫度。在Ae1點(diǎn)以上的溫度域下所需的保溫時(shí)間，依軋制條件和鋼種的不同而有顯著差別;若是高純度鐵，實(shí)用上有幾乎可稱之為“瞬時(shí)”的1/100秒單位就足夠了;而高合金鋼，有的鋼種則需要幾十分鐘。因而，保溫時(shí)間的設(shè)定，既要能夠使它們充分逆變，又要從作業(yè)等角度考慮經(jīng)濟(jì)方法能夠承受，故該時(shí)間的上限值和下限值不作特定限制。具體地說，現(xiàn)在實(shí)用上供應(yīng)的鋼種，即使是高合金鋼，若保溫一小時(shí)就足夠了。一般，調(diào)節(jié)軋制后的冷卻速度進(jìn)行直接退火的作法是先有技術(shù)，但是把那種退火工序也可以與本發(fā)明有關(guān)逆變態(tài)加工組合起來?？墒?，在那種退火工序中作為慢冷卻而采用的冷卻速度，根據(jù)所處理的產(chǎn)品和產(chǎn)品所需的變態(tài)組織(例如“充分回復(fù)的軟性的鐵素體、并且是超微細(xì)的組織”、“由極微細(xì)鐵素體和球狀碳化物構(gòu)成的超微細(xì)退火組織”、不包含“馬氏體和索氏體那樣的淬火組織、由鐵素體和球狀碳化物或柔軟的珠光體構(gòu)成的退火組織、并且是超微細(xì)的組織”等)的不同而各不相同，并不能特別規(guī)定。另外，為實(shí)現(xiàn)上述各種組織所需要的冷卻速度因鋼種的不同而有很大差別，所以須要選擇對(duì)應(yīng)于各鋼種的值。通過本發(fā)明所述的逆變態(tài)加工，奧氏體粒徑變成超微細(xì)的，但也可以再將它淬火，使它成為超微細(xì)的馬氏體。但是，奧氏體粒徑一變小，鋼的淬火性就大幅度降低，這個(gè)事實(shí)是廣為人知的;盡管用相同冷卻速度進(jìn)行冷卻，可是奧氏體晶粒微細(xì)者，由于發(fā)生從奧氏體向鐵素體變態(tài)的溫度向高溫側(cè)變化，所以大的鐵素體晶粒容易生成和成長，于是，得到了與原目的-通過奧氏體組織微細(xì)化，使制品的組織微細(xì)化-相反的結(jié)果。圖2中CCT曲線的前端部的位置，如圖中用白箭頭表示的那樣，通過奧氏體晶粒微細(xì)化向短時(shí)間側(cè)移動(dòng)，因此容易生成鐵素體/珠光體組織，難以獲得淬火組織。同樣，貝氏體生成領(lǐng)域也移向短時(shí)間一側(cè)。因而，要克服這些問題，想獲得具有十分微細(xì)的淬火組織的鋼材時(shí)，就須要以臨界冷卻速度以上的冷卻速度迅速冷卻，以使其避開CCT曲線的前端部。為了快速冷卻，必須使用大量的、或高壓、高速的冷卻介質(zhì)(例如水、油、空氣等)?？墒?，冷卻速度越是在高溫區(qū)域越快，而越是在低溫區(qū)域越慢，因此，為了避開上述CCT曲線的前端部份，而只在高溫區(qū)域(Ae1點(diǎn)～MS點(diǎn)的溫度區(qū)域)淬火即可，這對(duì)于工業(yè)生產(chǎn)是有意義的。并且，所需要的加速冷卻終了后的冷卻最好是慢冷卻(這里所說的慢冷卻也包括自然冷卻)。這樣，若根據(jù)本發(fā)明，通過改變獲得超微細(xì)晶粒組織的高溫相之后的冷卻處理?xiàng)l件，能夠獲得下列各種結(jié)晶組織的鋼材。(1)。微細(xì)粒鐵素體鋼材若在通常的鐵素體生成條件下，從高溫狀態(tài)冷卻上述超微細(xì)粒奧氏體，本發(fā)明場合下，能夠得到由各向同性鐵素體晶粒構(gòu)成的鐵素體組織為主體的鋼材，它們的粒徑一旦達(dá)到5μm以下時(shí)，就具有特別優(yōu)良的特性。上述各向同性鐵素體晶粒與珠光體、貝氏體、馬氏體等的各向異性鐵素體有區(qū)別。(2)。微細(xì)粒貝氏體鋼材若在通常的貝氏體生成條件下，從高溫狀態(tài)冷卻上述超微細(xì)粒奧氏體，本發(fā)明場合下，能夠獲得以極其微細(xì)的貝氏體組的組織為主體的鋼材，尤其是當(dāng)貝氏體組達(dá)到5μm以下時(shí)，材料的加工性、強(qiáng)度、韌性等得到顯著改善。上述所謂的“貝氏體組”定義為細(xì)長的貝氏體結(jié)晶的長度方向大體上排列起來的區(qū)域。(3)。微細(xì)粒馬氏體鋼材若在上述馬氏體生成條件下，從高溫狀態(tài)冷卻上述超微細(xì)粒奧氏體相，本發(fā)明場合下，能夠獲得以極其微細(xì)的馬氏體組的組織為主體的鋼材，尤其是當(dāng)馬氏體組達(dá)到5μm以下時(shí)，材料的加工性、強(qiáng)度、韌性等得到顯著改善。上述所謂的“馬氏體組”定義為細(xì)長的馬氏體結(jié)晶的長度方向大體上排列起來的區(qū)域。微細(xì)粒馬氏體的場合下，對(duì)含C量為0.6重量%以下的碳素鋼或合金鋼應(yīng)用本發(fā)明所述方法，得到馬氏體組織后，通過在Ac1點(diǎn)以下的溫度區(qū)域進(jìn)行回火工序，就能夠得到高延展性PC鋼材室溫伸縮值1.5%以下、熱伸縮值10%以下、拉伸強(qiáng)度95kgf/mm2以上、并且均勻伸長3.0%以上。當(dāng)進(jìn)行上述回火工序時(shí)，最好施加累積塑性變形為3～90%的塑性加工。(4)。微細(xì)粒珠光體鋼材材料為高碳鋼時(shí)，在通常的珠光體生成條件下，從高溫狀態(tài)冷卻上述的超微細(xì)粒奧氏體，就能獲得以極微細(xì)珠光體晶粒組織為主體的鋼材，尤其是當(dāng)珠光體群體的平均群體直徑為5μm以下時(shí)，材料的加工性可見明顯改善。上述所謂“珠光體群體”定義為珠光體組織中鐵素體層與滲碳體層沿同一方向平行排列的區(qū)域。微細(xì)粒珠光體鋼材場合下，使用含碳量為0.70～0.90重量%的線材，成為上述超微細(xì)粒奧氏體之后，進(jìn)行鉛浴法和風(fēng)冷等等調(diào)節(jié)冷卻，就能獲得可以用于鋼索的性能優(yōu)越的細(xì)鋼絲。即，以往只能達(dá)到強(qiáng)度最高為320kgf/mm2，若按照本發(fā)明的方法，就能獲得最適合作細(xì)鋼絲材料用的、冷拉用高碳鋼線材拉伸強(qiáng)度380kgf/mm2以上、扭轉(zhuǎn)次數(shù)20次以上、以及具有180°彎曲破壞概率為5%以下的延展性。只要能在各鋼材中分別獲得微細(xì)粒組織，那么就不受鋼種和成分的限制，另外也可以根據(jù)其它需要使鋼適量含有一種以上的合金元素(B、V、Nb、Ti、Zr、W、Co、Ta等)。此外，還可以根據(jù)不同的需要，添加La、Ce等稀土類元素和Ca、S、Pb、Te、Bi和Se等等易切削元素。本發(fā)明在相變態(tài)為低溫相和高溫相的金屬上的應(yīng)用，如上所述，并不僅僅局限于鋼;例如，材料為鈦時(shí)，高溫相相當(dāng)于β相，低溫相相當(dāng)于α相，與以上對(duì)鋼的說明一樣，同樣可以應(yīng)用本發(fā)明。即，本發(fā)明若按照其一種樣式，是一種超微細(xì)組織鈦或鈦合金材料的制造方法，其特征在于鈦或鈦合金在熱加工時(shí)，一面對(duì)至少一部份由α相構(gòu)成的鈦或鈦合金施加變形量20%以上的塑性加工，一面將其升溫到變態(tài)溫度以上的溫度域。接著在該溫度域內(nèi)保溫不超過100秒，一旦使α相的一部份或全部逆變態(tài)為β相以后，便將其冷卻。另外，鈦或鈦合金的β粒徑或者冷卻前的舊β粒徑最好為100μm以下。眾所周知，鈦或鈦合金中“冷卻前的舊β粒徑”，根據(jù)α粒的配列狀態(tài)、硝弗酸等的腐蝕狀況能正確判斷。這里，所謂“至少一部份由α相構(gòu)成的組織”，當(dāng)然，“全部為α相的組織”不用說，還應(yīng)包括“α相與稀土元素、稀土元素氧化物的析出相的一種以上物質(zhì)所構(gòu)成的混合組織”、“α相和β相構(gòu)成的混合組織”、“α相和β相和稀土元素、稀土元素氧化物的析出相的一種以上所構(gòu)成的混合組織”等。上述方法中，向β相逆變態(tài)后的冷卻既可以是慢冷卻、也可以是驟冷?！磳?shí)施例〉實(shí)施例1首先，將表1中所列的各種鋼用感應(yīng)加熱熔化爐在大氣中熔煉之后鑄成3噸重的鋼塊，隨后將其均熱，初軋成截面為130mm×130mm的鋼坯，再將它分割切斷成100kg大小，熱鍛成50mm×30mm的方棒料。接著，對(duì)鋼A到鋼H的8種鋼進(jìn)行950℃加熱正火，對(duì)鋼I和鋼J進(jìn)行加熱到1150℃后，進(jìn)行爐內(nèi)冷卻，然后再將其軋成厚度為9mm、10mm、12mm、15mm、20mm、25mm，寬度為30mm的帶鋼，對(duì)鋼A到鋼H再加熱到950℃進(jìn)行正火，對(duì)鋼I和鋼J加熱到1150℃之后進(jìn)行爐內(nèi)冷卻，作為軋制材料。試驗(yàn)例Ⅰ使用表1所列的鋼A～鋼K、截面為20mm×30mm的軋制材料，用感應(yīng)加熱爐分別加熱至表2所列的溫度后，用行星軋機(jī)一次將它軋成7.5mm厚度。由于用行星軋機(jī)在大壓下量下進(jìn)行軋制而產(chǎn)生加工發(fā)熱，而使軋機(jī)出口處軋材的溫度上升，達(dá)到表2所列的“軋制終了溫度”。另外，試驗(yàn)表明，通過改變軋制速度，可以改變和控制該溫度。對(duì)軋制后的從鋼A到鋼H的8個(gè)鋼種的鋼材的組織分別進(jìn)行了研究。若是軋制后自然冷卻材料，測定其鐵素體粒徑;若是軋制后水冷淬火的試料，將其退火后，先使舊奧氏體發(fā)生晶間腐蝕后，再測定舊奧氏體粒徑。另一方面，為比較起見，將截面為20mm×30mm的鋼A和鋼E、材料加熱到950℃后，用板軋?jiān)囼?yàn)軋機(jī)，在850～825℃下作3道軋制后自然冷卻-即所謂的“控軋”;另外還做這樣試驗(yàn)在作同樣軋制后，用噴水霧方法，快速冷卻到650℃，然后自然冷卻-“控軋·加速冷卻法”。測定這些試料的奧氏體粒徑是將控軋后的試料馬上放入鹽水中淬火，再將其退火，根據(jù)所得到的組織來實(shí)施的。將這些測定結(jié)果一并列入表2中。試驗(yàn)例Ⅱ使用表1中所列的鋼G、板厚分別為9mm、10mm、12mm、15mm、20mm、25mm的6種軋制坯材，改變軋制加工工藝。這里，對(duì)9mm、10mm厚的坯材軋制是，使用行星軋機(jī)，與試驗(yàn)例Ⅰ同樣，一次軋制到7.5mm厚。這時(shí)，剛軋制完的軋材的溫度分別只上升到765℃和790℃，因此，用設(shè)于軋機(jī)出口處的感應(yīng)加熱線圈，快速升溫到905℃。對(duì)軋材的一部份在905℃下保溫5秒鐘后進(jìn)行水冷;剩余部份不經(jīng)保溫馬上自然冷卻。另一方面，對(duì)12mm厚到20mm厚的坯料也使用行星軋機(jī)，與試驗(yàn)例Ⅰ中一樣軋制，但這時(shí)，由于行星軋機(jī)出口側(cè)的軋材溫度達(dá)到了905℃，所以對(duì)一部份軋材，在軋制后馬上自然冷卻，剩余部份，在設(shè)于軋機(jī)出口處的感應(yīng)加熱爐內(nèi)軋后在該溫度下只保溫5秒鐘，之后進(jìn)行水冷。對(duì)于25mm厚的坯材，使用實(shí)驗(yàn)室規(guī)模的板軋機(jī)和感應(yīng)加熱爐，在各道次間，用感應(yīng)加熱爐進(jìn)行加熱，每次提高軋材溫度50℃，各道次以5mm壓下量，進(jìn)行4個(gè)道次連續(xù)軋制，得到熱軋鋼材。將試驗(yàn)結(jié)果和處理?xiàng)l件一并列入表3中。試驗(yàn)例Ⅲ使用表Ⅰ所示的鋼A、G、板厚為20mm的坯料，作與試驗(yàn)Ⅰ同樣的軋制試驗(yàn)。這時(shí)，由于是高壓下量軋制，因而在軋機(jī)出口側(cè)的軋材溫度因加工發(fā)熱而上升，該溫度隨行星軋機(jī)的軋制速度而變化。于是，通過調(diào)整軋制速度，使軋件終軋溫度發(fā)生各種變化。軋制后的軋件的一部份馬上進(jìn)行水冷，剩余部份用感應(yīng)加熱將終軋溫度保持等溫1分鐘后進(jìn)行水冷。試驗(yàn)結(jié)果和處理?xiàng)l件一并列于表4。試驗(yàn)例Ⅳ使用表1所示的鋼D、板厚20mm的坯料，將它加熱到740℃、780℃、850℃，改變奧氏體和鐵素體的比率，將它們作為原材料，進(jìn)行與試驗(yàn)例Ⅰ同樣的熱軋。另外，通過調(diào)整軋制速度使終軋溫度大約為810℃。軋制前的組織用加熱后不經(jīng)軋制、就淬火的坯料進(jìn)行研究;軋制后對(duì)下列二種材料進(jìn)行研究一種是軋后馬上用水淬火或經(jīng)過自然冷卻得到的材料;另一種如試驗(yàn)號(hào)4-7和4-8所示，軋后保持等溫1分鐘后得的材料。以上結(jié)果列于表5中。試驗(yàn)例Ⅴ使用表1中的鋼G、板厚20mm的坯料，把它用紅外線加熱爐加熱到875℃后，在軋制前一度作自然冷卻，當(dāng)坯料溫度分別達(dá)到675℃、650℃、625℃、600℃時(shí)，用行星軋機(jī)作與試驗(yàn)例Ⅰ同樣的軋制。這時(shí)，調(diào)整軋制速度以使各軋件的終軋溫度都大致達(dá)到850℃。為了知道軋前的鋼材組織，將同樣坯料加熱到875℃后，自然冷卻到675℃～600℃的各溫度，然后不經(jīng)軋制就使它們淬火、回火，作組織的觀察，以此來推測軋制前的組織。另外，取表1中鋼G、板厚20mm的坯料，用鹽浴作韌化處理，使它成為“貝氏體組織”;取同樣坯料作油淬之后，在200℃下回火，使它成為“回火馬氏體組織”，以這二種熱處理后的材料作為軋件，在與上述相同的條件下對(duì)這些軋件進(jìn)行軋制和后處理，觀察其組織。以上結(jié)果和處理?xiàng)l件一并列于表6中。試驗(yàn)例Ⅵ使用表1所示鋼Ⅰ、截面為50mm×30mm的方棒料，將其加熱到200℃后，用氣錘在1050℃～700℃溫度范圍內(nèi)，鍛壓成截面為20mm×30mm的方棒料。隨后，將其放于700℃的爐中保溫5分～2小時(shí)，使它們的組織成為奧氏體、球狀碳化物和氮化物、鐵素體和珠光體的混合組織。此后，將從700℃的爐中取出的上述鍛壓件，馬上進(jìn)行與試驗(yàn)例Ⅰ同樣的軋制、自然冷卻。并且，軋件自然冷卻到室溫后馬上回火，測定舊奧氏體粒徑。將此結(jié)果與處理?xiàng)l件一并列于表7中。實(shí)施例2試驗(yàn)例Ⅶ使用表1所示鋼A～鋼K、截面為20mm×30mm的坯料，用感應(yīng)加熱爐分別加熱到如表8中所列的溫度以后，在行星軋機(jī)上一道次軋制成7.5mm厚。因此，各鋼材加工前的組成，與表8所表示的一樣，是鐵素體單相或鐵素體。奧氏體混合組織、或這些與碳化物、氮化物、金屬間化合物等的混合組織。軋機(jī)出口處的軋件溫度，因行星軋機(jī)的大壓下量軋制產(chǎn)生加工發(fā)熱而上升，達(dá)到了表8中所列的“終軋溫度”。此外，經(jīng)試驗(yàn)確認(rèn)通過改變軋制速度，可以改變和控制該溫度。軋制后的鋼材，在終軋溫度下保溫一段時(shí)間(1小時(shí)以內(nèi)各種不同的時(shí)間)之后進(jìn)行水冷卻。首先觀察測定以淬火組織存在的鐵素體晶粒的粒徑，然后經(jīng)回火處理后淬火，測定因淬火而固定下來的淬火前的奧氏體晶粒的粒徑。另一方面，為了進(jìn)行比較，對(duì)鋼作這樣處理將坯料鋼A和鋼E(截面20mm×30mm)加熱到950℃后，在板軋?jiān)囼?yàn)機(jī)上，以850℃～825℃作3道次軋制，然后自然冷卻，這就是所謂“控軋”;另外，經(jīng)同樣軋制后，通過水的噴霧驟冷到650℃后自然冷卻，這就是“控軋·加速冷卻法”。將這些測定結(jié)果一并列入表8中。試驗(yàn)例Ⅷ使用表1所列的鋼G、板厚為10mm、12mm、15mm、20mm、25mm的5種坯料，進(jìn)行了改變軋制加工度的熱軋鋼材的試制實(shí)驗(yàn)。在此，對(duì)10mm厚的軋件的軋制，是用行星軋機(jī)，與試驗(yàn)例Ⅶ一樣，一道次軋至7.5mm。因?yàn)檐堉坪蟮能埣囟戎环謩e上升到765℃和790℃，所以用設(shè)于軋機(jī)出口處的感應(yīng)加熱線圈進(jìn)行快速升溫到900℃。并且，對(duì)軋制及感應(yīng)加熱處理后的試料，采用二種方法進(jìn)行冷卻一部份是，加熱到900℃后馬上自然冷卻;剩余部份則是，在軋機(jī)出口處加熱到900℃后在該溫度下分別保溫5秒、30秒、1分鐘之后用水冷卻。另一方面，對(duì)12mm厚到20mm厚的坯料也用行星軋機(jī)，與試驗(yàn)例Ⅶ同樣進(jìn)行軋制，這時(shí)，行星軋機(jī)出口側(cè)的軋件溫度達(dá)到845℃，因此，一部份在軋制后馬上自然冷卻，剩余部份在軋制后，用設(shè)于軋機(jī)處的感應(yīng)加熱爐在上述溫度下分別保溫5秒、30秒、1分鐘后用水冷卻。對(duì)于25mm厚的坯料，使用實(shí)驗(yàn)室規(guī)模的板軋機(jī)和感應(yīng)加熱爐，在各道次間，用感應(yīng)加熱爐加熱，一面使軋件溫度每次提高60℃，一面在各道次的壓下量均為5mm下，進(jìn)行了4個(gè)道次的連續(xù)軋制，得到熱軋鋼材。將這些結(jié)果和處理?xiàng)l件一并列于表9中。試驗(yàn)例Ⅸ使用表1所列鋼A、G、H、板厚為20mm的坯料，進(jìn)行與試驗(yàn)Ⅶ同樣的軋制試驗(yàn)。這時(shí)，因?yàn)槭谴髩合铝寇堉?，加工發(fā)熱使軋機(jī)出口側(cè)的軋件溫度上升，該溫度隨行星軋機(jī)的軋制速度的不同而變化。于是，通過調(diào)整軋制速度，能使軋件的終軋溫度發(fā)生各種變化而得到調(diào)整。并且，軋制后的軋件，分別使用另外的試料通過感應(yīng)加熱將終軋溫度保持等溫5秒或1分鐘之后用水冷卻。將這些結(jié)果和處理?xiàng)l件一并列于表10中。試驗(yàn)例Ⅹ使用表1中所列鋼D、板厚20mm的坯料，將其加熱到740℃、780℃、850℃、改變其奧氏體和鐵素體的比率，所得的材料作為初軋制材料，進(jìn)行與試驗(yàn)例Ⅶ同樣的軋制試驗(yàn)。調(diào)整軋制速度，使終軋溫度大約為810℃。軋前組織用加熱后不經(jīng)軋制、而淬火的坯料進(jìn)行研究;軋制后組織是對(duì)下列二種材料進(jìn)行研究一種是軋后保溫5秒鐘，然后采用水淬或自然冷卻面得到的材料;另一種如表11的試驗(yàn)號(hào)10-7和10-8所示，軋后保溫1分鐘而得到的材料。將這些結(jié)果列于表11中。試驗(yàn)例Ⅺ使用表1中所示的鋼G、板厚為20mm的坯料，將其用紅外線加熱爐加熱到875℃后，軋制前一度進(jìn)行自然冷卻，當(dāng)坯料溫度為675℃、650℃、625℃、600℃時(shí)在行星軋機(jī)上進(jìn)行與試驗(yàn)Ⅶ同樣的熱軋。并且調(diào)整軋制速度，以便使各軋件的終軋溫度都大致達(dá)到850℃。為了了解軋制前的鋼材組織，將同樣坯料加熱到875℃后，自然冷卻到675℃～600℃間的各溫度，就在這種狀態(tài)下，不經(jīng)軋制，進(jìn)行淬火、回火處理，觀察其組織，推測軋前組織。再將表Ⅰ中所列鋼G、板厚為20mm的坯料，通過鹽浴使其韌化，成為“貝氏體組織”;另外取同樣坯料，油淬后在200℃下進(jìn)行回火，形成“回火馬氏體組織”。將上面所得的二種材料作為軋制坯料，在與上面相同的條件下進(jìn)行軋制和后處理，然后觀察組織。在上述條件下，一旦加熱到完全奧氏體組織出現(xiàn)后，便調(diào)整溫度，再對(duì)改變了鐵素體組織比例的前組織進(jìn)行逆變態(tài)軋制時(shí)，將其結(jié)果和處理?xiàng)l件一并列于表12。試驗(yàn)例Ⅻ使用表1中所列鋼I、截面為50mm×30mm的方鋼棒，將其加熱到200℃后，用氣錘在1050℃～700℃范圍內(nèi)鍛壓成截面為20mm×30mm的方鋼棒。然后，將它放在700℃的爐中保溫5分鐘～2小時(shí)，使其組織成為奧氏體、球狀碳化物和氮化物、鐵素體和球光體的混合組織。此后，對(duì)上述從700℃爐中取出的鍛壓件馬上進(jìn)行與試驗(yàn)例Ⅶ同樣的軋制、自然冷卻。并且軋材自然冷卻到室溫后馬上回火，測定其粒徑。將其結(jié)果與處理?xiàng)l件一并列在表13中。另外，通過試驗(yàn)還確認(rèn)也可以用噴丸處理來代替上述的熱軋，作為本發(fā)明提出的為實(shí)現(xiàn)逆變態(tài)而進(jìn)行的塑性加工，例如在710℃下開始噴丸處理，能使表面溫度上升到920℃。實(shí)施例3本例說明在鈦或鈦合金上應(yīng)用本發(fā)明的情況。首先，通過真空電弧熔煉制取表14所列純鈦和鈦合金鑄塊，將它們進(jìn)行熱鍛(加熱到1500℃，加工完為1300℃)，鍛成截面為60mm×40mm的棒料，再經(jīng)退火后，切成截面為50mm×30mm的試料。試驗(yàn)例ⅩⅢ使用表14所列純鈦和鈦合金的試料A～E，把它們用感應(yīng)加熱爐加熱到表15所示的各種溫度后，在行星軋機(jī)或通常的板軋機(jī)上軋制到7.5mm厚。在通常板軋機(jī)上的軋制，實(shí)行3道次軋制。這時(shí)，用行星軋機(jī)軋制的軋件，由于大壓下軋制，產(chǎn)生加工發(fā)熱，使軋機(jī)出口處的軋件的溫度上升，通過改變軋制速度，可以改變和控制該到達(dá)溫度，在本試驗(yàn)例中，不管哪種材料都能使它升溫到材料的變態(tài)溫度以上。接著，對(duì)軋制后的軋件，立即或者在終軋溫度下保溫一段時(shí)間(1小時(shí)以內(nèi)的各種時(shí)間)后用水冷卻，觀察微觀組織。將這些結(jié)果和各種具體制造條件一并列入表15中。另外，冷卻前的β粒的粒徑通過觀察軋制試驗(yàn)用材的微觀組織獲得。試驗(yàn)例ⅩⅣ使用表14所列鈦合金C的軋制試驗(yàn)用材，在行星軋機(jī)上改變壓下量(變形量)，進(jìn)行逆變態(tài)軋制后，在終軋溫度下保溫10秒鐘，接著馬上水冷，對(duì)通過上述工藝得到鈦合金材的微觀組織進(jìn)行觀察。在行星機(jī)上軋制時(shí)的壓下量(變形量)，有0%、10%、20%、30%、40%和50%6種，在小于這些壓下率的情況下，僅僅靠加工熱，不足以使軋件升溫到變態(tài)溫度以上，因此，在軋機(jī)出口處配置感應(yīng)線圈，通過它進(jìn)行感應(yīng)加熱，使軋件快速加熱到變態(tài)溫度以上的溫度1050℃。將所得到的各種鈦合金材料的微觀組織的觀察結(jié)果列于表16。實(shí)施例4本例中，對(duì)表17的各種鋼試料，試制出由以鐵素體為主體的組織構(gòu)成的鋼材，并評(píng)價(jià)其機(jī)械特性。其結(jié)果列于表18中。實(shí)施例5對(duì)表19所列的組成成分的各種鋼試料A～E，試制出由以貝氏體為主體的組織構(gòu)成的鋼材，并評(píng)價(jià)其機(jī)械特性。其結(jié)果列于表20中。實(shí)施例6由表21所列的組成成分的各種鋼試料，獲得由以馬氏體為主體的組織構(gòu)成的鋼材，并評(píng)價(jià)其機(jī)械特性。其結(jié)果列于表22中。實(shí)施例7由表23所示的組成成分的各試料，獲得由以珠光體為主體的組織構(gòu)成的鋼材，并評(píng)價(jià)其機(jī)械特性。其結(jié)果列于表24中。實(shí)施例8按照本發(fā)明在熱加工開始溫度650℃、加工終了溫度900℃、升溫速度100℃/S、塑性加工度70%的條件下，對(duì)碳鋼(0.80%C-0.22%Si-0.51%Mn)進(jìn)行熱軋，軋得線徑為5.2mm的線材，接著水冷到800℃，此后進(jìn)行風(fēng)冷，完成了珠光體變態(tài)。得到的珠光體線材按照常規(guī)工藝進(jìn)行冷拔絲，制造細(xì)鋼絲。它可作為汽車輪胎的簾子線使用。得到的細(xì)鋼絲強(qiáng)度達(dá)到408kgf/mm2、扭轉(zhuǎn)次數(shù)為25次、彎曲破壞概率為4.0%。實(shí)施例9將組成成分為碳鋼(0.53%C-0.28%Si-0.79%Mn)的直徑35mm的圓鋼加熱到950℃之后，使用8架串列式軋機(jī)在780℃的溫度下軋成直徑22.5mm后，自然冷卻到500℃，接著用高頻加熱法快速升溫到700℃之后，在串列式軋機(jī)上以56%的壓下率軋成直徑15.0mm。軋機(jī)出口處該線材溫度為890℃。軋好后進(jìn)行0.6秒的水淬。然后，將淬火后線材以高頻感應(yīng)法再加熱到690℃后，以76%的壓下率在高速連軋機(jī)上軋成直徑7.4mm。將終軋溫度為880℃、直徑為7.4mm的軋件進(jìn)行水淬，得到PC圓鋼。所得PC圓鋼的特性如下拉伸強(qiáng)度155.0kgf/mm2、屈服強(qiáng)度142.7kgf/mm2、延伸率14.6%、均勻延伸率10.3%、180℃時(shí)的伸長率6%、沖擊拉伸破壞能為7.26kgf-mm/mm3。表4-A(注1)表示組織的代號(hào)含意如下F鐵素體、P珠光體、B貝氏體、M馬氏體、C碳化物(注2)組織分析結(jié)果的“＊”記號(hào)表示，舊奧氏體組織呈現(xiàn)不清楚，這是根據(jù)冷卻后的鐵素體組織狀態(tài)推斷的值。表4-A(續(xù))表4-B注表示組織的代號(hào)含意F鐵素體、P珠光體、B貝氏體、M馬氏體、C碳化物。表4-B(續(xù))表5注表示組織的代號(hào)含意F鐵素體、A奧氏體、M馬氏體、P珠光體。表5(續(xù))表7注表示組織的代號(hào)含意A奧氏體、F鐵素體、P珠光體、CN碳氮化物、M馬氏體。表7(續(xù))表8-A注表示組織的代號(hào)含意A奧氏體、F鐵素體，CN碳氮化物、MC金屬化合物、SC球狀碳化物、P珠光體。表8-A(續(xù))注表示組織的代號(hào)含意A奧氏體、F鐵素體、CN碳氮化物、MC金屬化合物、SC球狀碳化物、P珠光體。表8-B(續(xù))表8-C(續(xù))表9(續(xù))(注)表示組織的代號(hào)含意F鐵素體P珠光體表10-B</tables>注1“比”表示“比較例”、“本”表示“本發(fā)明例”注2表示組織的代號(hào)含意F鐵素體、P珠光體、B貝氏體、M馬氏體、C碳化物。表10-B(續(xù))注表示組織的代號(hào)含意A奧氏體F鐵素體B貝氏體M馬氏體表13注表示組織的代號(hào)含意A奧氏體、F鐵素體、P珠光體、C碳化物、M馬氏體表13(續(xù))權(quán)利要求1.一種超微細(xì)組織的金屬材料的制造方法，其特征在于相變態(tài)為低溫相和高溫相的金屬，當(dāng)其至少有一部份為低溫相狀態(tài)時(shí)，對(duì)它施加塑性加工，同時(shí)使其溫度超過變態(tài)點(diǎn)，一直升溫到高溫相域，謀求高溫相的超微細(xì)化。2.根據(jù)權(quán)利要求1中所記載的方法，其特征在于上述金屬是從鋼、鈦和鈦合金、鋯和鋯合金、鎳和鎳合金中選擇的一種。3.根據(jù)權(quán)利要求1中所記載的方法，其特征在于如前所述，將超微細(xì)組織的高溫相加以冷卻，一直冷卻到室溫。4.根據(jù)權(quán)利要求1中所記載的方法，其特征在于如前所述，將超微細(xì)組織的高溫相進(jìn)行冷卻時(shí)，使它發(fā)生向低溫相的相變。5.根據(jù)權(quán)利要求4中所記載的方法，其特征在于上述相變是通過快速冷卻進(jìn)行的。6.一種超微細(xì)組織鋼的制造方法，其特征在于在高溫下呈δ相的奧氏體不銹鋼，其構(gòu)成至少有一部份呈低溫相即γ相狀態(tài)，對(duì)它施加變形程度為20%以上的塑性加工，同時(shí)升溫到變態(tài)點(diǎn)以上的溫度域，使由γ相構(gòu)成的組織的一部份或全部一旦變態(tài)為δ相，然后就進(jìn)行冷卻。7.一種超微細(xì)組織的金屬材料的制造方法，其特征在于對(duì)鋼進(jìn)行熱加工時(shí)，對(duì)至少有一部份組織系由鐵素體構(gòu)成的鋼，施加變形程度為20%以上的塑性加工，同時(shí)使材料升溫到Ac1點(diǎn)以上的溫度域，使由鐵素體構(gòu)成的組織的一部份或全部一旦變態(tài)為奧氏體，然后進(jìn)行冷卻。8.根據(jù)權(quán)利要求7中記載的方法，其特征在于升溫至Ac1點(diǎn)以上的溫度域之后，一度保溫在Ae1點(diǎn)以上的溫度域，使由鐵素體構(gòu)成的組織的一部份或全部變態(tài)為奧氏體，然后進(jìn)行冷卻。9.根據(jù)權(quán)利要求6或7中所記載的方法，其特征在于向奧氏體變態(tài)后的冷卻是以慢冷卻方式進(jìn)行的。10.根據(jù)權(quán)利要求8中所記載的方法，其特征在于向奧氏體變態(tài)后，在Ae1點(diǎn)到Ms點(diǎn)的溫度域，用一段或二段以上的多段方式加速冷卻以后進(jìn)行慢冷卻。11.根據(jù)權(quán)利要求7～10中任一項(xiàng)中所記載的方法，其特征在于通過噴丸處理法，使上述鋼材的至少表面的溫度升溫到Ac1點(diǎn)以上的溫度。12.一種超微細(xì)組織鈦或鈦合金材料的制造方法，其特征在于在鈦或鈦合金熱加工時(shí)，對(duì)至少有一部份組織由α相構(gòu)成的鈦或鈦合金施加變形程度為20%以上的塑性加工，同時(shí)使材料升溫到變態(tài)溫度以上的溫度域，接著在該溫度域只保持不超過100秒的時(shí)間，使α相的一部份或全部一旦逆變成β相，然后就進(jìn)行冷卻。13.根據(jù)權(quán)利要求12中所記載的方法，其特征在于向β相逆變態(tài)之后的冷卻是以慢冷卻方式進(jìn)行的。14.根據(jù)權(quán)利要求12中所記載的方法，其特征在于向β相逆變態(tài)后的冷卻是用快速冷卻方式進(jìn)行的。15.一種根據(jù)權(quán)利要求7所記載的方法得到的微細(xì)粒鐵素體鋼材。16.一種根據(jù)權(quán)利要求7所記載的方法得到的微細(xì)粒貝氏體鋼材。17.一種根據(jù)權(quán)利要求7所記載的方法得到的微細(xì)粒馬氏體鋼材。18.一種根據(jù)權(quán)利要求7所記載的方法得到的微細(xì)粒珠光體鋼材。19.一種冷拔絲高碳鋼線材的制造方法，其特征在于在權(quán)利要求7所記載的方法中向奧氏體變態(tài)后，實(shí)施調(diào)整冷卻，使之變態(tài)為珠光體。20.一種高延展性PC鋼材的制造方法，其工藝過程為在權(quán)利要求7所記載的方法中，使材料向奧氏體變態(tài)的加工工藝至少進(jìn)行一次以上，加工結(jié)束后立即以臨界冷卻速度以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻，生成以馬氏體組或舊奧氏體晶粒的平均粒徑為5μm以下的馬氏體為主體的組織，然后，在Ac1點(diǎn)以下的溫度域進(jìn)行回火。21.根據(jù)權(quán)利要求20所記載的高延展性PC鋼材的制造方法，包括下述工藝施加累計(jì)塑料變形程度為3～90%總塑性加工，同時(shí)，在Ac1點(diǎn)以下的溫度域進(jìn)行回火。全文摘要一種超微細(xì)組織的金屬材料及其制造方法。其特征在于相變態(tài)為低溫相和高溫相的金屬，當(dāng)其至少有一部分為低溫相狀態(tài)時(shí)，對(duì)它施加塑性加工，同時(shí)使其溫度超過變態(tài)點(diǎn)，一直升溫到高溫相域，得到高溫相的超微細(xì)化。文檔編號(hào)C22F1/10GK1043160SQ8910906公開日1990年6月20日申請(qǐng)日期1989年12月5日優(yōu)先權(quán)日1988年12月5日發(fā)明者相原賢治,林干博,塚本孝,村井暢宏,萩田兵治申請(qǐng)人:住友金屬工業(yè)株式會(huì)社