碳钢和低合金钢凝固粗晶带材的在线再结晶方法及所得的具有高验证显微组织的带材

摘要

本发明涉及经对具有粗晶组织的凝固粗晶带材进行再结晶(轧制和退火)处理而制造碳钢和低合金钢带材的一种在线方法，其目的在于：使材料随其最终显微组织的均匀化、细化，及其验证而进行良好的再结晶，并相应改进材料的力学性能，主要是强度和延性/冷成形性的综合性能，和可重复性。这种方法包括下列步骤：在一种双辊连铸机(A)中铸造厚度范围在1至6mm的带材，按质量百分数，带材的化学成分为0.02－0.2C，0.1－1.6Mn，0.02－2.00Si，＜0.05Al，＜0.03S，＜0.1P，0.01－1.5Cr，0.01－0.5Ni，＜0.05Mo，0.003－0.012N，其余基本为Fe；在铸造轧辊和一个轧制系统(E)之间的区段控制冷却带材；在轧制系统(E)的出口和加热系统(G)的入口之间的绝热系统(F)中在一个控制温度对带材保温；在上述加热系统(G)加热这种带材，温度范围为670℃到1150℃，时间为5s至40s，因此达到95％(体积百分数)的带材再结晶；在上述加热系统(G)的出口和缠绕系统之间的区段控制冷却带材。

说明书

高验证显微组织的带材

技术领域

本发明适用于由一种双辊或单辊和带材机直接连续铸造而制造的碳钢和低合金钢带材，主要特征是在凝固粗产品中产生大尺寸晶粒(150-1500μm)。

本发明涉及在带材于轧辊通道传递期间，在缠卷装置缠绕之前，对凝固粗晶带材进行的在线控制再结晶处理。特别是进行在线的和快速连续的轧制和退火(快速加热并在预定温度保温很短时间)，因此，奥氏体和在前面的变形中加工硬化的其他显微结构成分(如铁素体)实际上得到完全再结晶。轧制和退火可在奥氏体或铁素体稳定的状态，或在奥氏体和铁素体都稳定的混合相区进行。

本发明涉及使用连续铸造粗带材作为原材料，并使用现有的在线再结晶方法，制造与通用或专用热轧或冷轧和退火产品相当的厚度范围在4.5-0.7mm的钢带材和薄板的制造方法。

背景技术

已有几种通过热机械处理使初始奥氏体晶粒均匀化和细化从而改进连铸带材的机械性能的方法获得进展并取得专利。

EP 0707908A1详细说明了一种用于在惰性气体气氛，如Ar(氩)或N₂(氮)中铸造碳钢带材的双辊连铸装置。这种带材受到在线热轧(从850℃到1350℃)，厚度压下量为5％到50％，然后冷却。由于热轧使晶粒尺寸(度)降低，所得的薄板产品具有良好的强度和延性。

其他的结构细化方法(JP 61689846和JP 63115654)涉及没有热轧的在线热处理，在最终冷却和缠卷之前，至少有一双重相变。使带材经受单一的或多重热循环类型：冷却，加热、冷却，导致上述相变。对于铸造粗产品状态的碳钢和低合金钢来说，在EP 0707908，EP 0818545和JP3249126中说明了对其进行在线热处理的方法和装置，其中在铸造粗带材的厚度进行任选的热压缩之前或之后，这种带材进行一次冷却，随后在炉中加热，其目的在于通过铁素体相区相变后新的奥氏体晶粒的成核机制细化其组织。上述某些工艺除了细化组织改进机械性能，如强度，延性和韧性外，其目标还在于使带材具有适当的表面光洁度(粗糙度)。

WO 95/13155(ISHIKAWAJIMA和BHP)也说明了一种铸造碳钢带材的在线热处理，其目的在于验证这种铸态带材显微组织。尤其是，在900～1100℃任选的一个单道次压下量(20-50％)以后，这种铸造带材冷却到低于发生奥氏体转变为铁素体的温度以下，然后在＜1200℃温度的炉内加热直到材料重新奥氏体化(在线正火)。因此，奥氏体晶粒被细化，经过验证带材最后冷却和缠卷，可以得到提供足够强度和延性的充分细化的组织。

EP 0776984(日本钢公司)报告了从带材的连铸系统连续制造金属带材卷的一种方法及其相关设备，包括的步骤为：热变形，厚度压下量＞30％；在800-1250℃(优选地为1100-1250℃)的非氧化气氛中于炉内加热热处理；以20-40℃/S的速度冷却到100℃；酸洗；带材缠卷/剪切。这个发明的主要目的是把主铸造线和带材酸洗-切边-最终热处理线连接起来，以便进行一个单一的连续步骤，其中酸洗、切边，带材缠卷/剪切线可以独立地连接到带材铸造-轧制-热处理线。虽然这个发明可用的金属包括普通钢和特种钢，但报告的唯一一个例子涉及到一种不锈钢。

EP 0760397(日本钢公司)也公布了一种制造不锈钢的装置，实行一种包括下列步骤的方法：铸造、冷却，在不同温度热变形(轧制)，通过加热和冷却实现完全再结晶。上述某些方法及其他类似方法要求引入一个或多个任选冷却系统，一个轧机座，以及一个中间再加热炉，这个再加热炉位于把带材传递到缠绕装置的轧辊通道上的轧机座的上游或下游。

上述碳钢和低合金钢的大多数实验都涉及能产生奥氏体-铁素体-奥氏体连续相变的在线热处理或热机械处理，以便在带材缠卷冷却前，获得一种均匀化和细化的奥氏体组织，以使它尽可能与传统的热轧带材相类似。

现有技术没有教导过，通过在铁素体、奥氏体或混合相区轧制，以及在一个亚临界相区(＜Ac₃炉内处理温度)直接退火而开发一种在线再结晶处理，由连铸凝固粗带材得到具有所需机械性能和工艺性能的碳钢和低合金钢产品，这些产品与热轧或冷轧和退火带材及板材相当。

少数在线再结晶工艺涉及总是以极缓慢速率再结晶的高合金钢(不锈钢)，因此，通常要求处理温度刚好超过1050℃，以便短时间内实现明显的再结晶。

对于其再结晶动力学明显快于不锈钢的碳钢来说，凝固粗带材中很粗大晶粒的存在也抑制再结晶过程。因此，虽然凝固带材在高温变形，并在一个单道次中受到高的变形，但其再结晶只不过是局部的，一些晶粒实际上保留其初始几何形貌。如果在碳钢中加入为获得某些机械性能和显微组织所要求的其他合金元素，如Si，Cr，Ni和/或微合金元素，如V和Nb，在＜950℃的温度，再结晶实际上是不存在的。应该考虑到，在现有技术的系统中，与水冷轧辊的接触导致带材适当冷却，同时也因为轧制速率很低(长的接触时间)以及单道次压下量常常很大(大于接触弧线长度)。轧制后，铸造粗薄带材(＜3.5mm)即刻的典型温度一般＜1050℃，常常＜1000℃，甚至在带材于静止空气冷却的情况，几秒内降到＜950℃。因此，在迄今已知的工艺中，碳钢和低碳钢铸造粗结构的再结晶总是局部的，主要为不宜得到所需最终性能的大晶粒的非均匀组织。

本发明的一个目的是提供一个制造碳钢和低合金钢带材的在线工艺，通过在缠卷装置缠绕之前，在轧辊通道传递期间，对凝固粗晶带材进行一个控制的再结晶处理。

特别是进行在线的和快速连续的轧制、退火(快速加热，在预定温度短时保温，以便使变形时加工硬化的奥氏体和/或铁素体近似完全地再结晶)和在缠卷装置缠绕之前的冷却(包括任选的直接电镀)。

权利要求1所述的钢带材的一种制造方法可实现这一目的。

按照一个最佳实施例，这种新方法包括下列步骤：

·在一种双辊连铸机(A)中铸造厚度范围在1至6mm的带材，按质量百分比，其成分为：0.02-0.20C，0.1-1.6Mn，0.02-2.00Si，＜0.05Al，＜0.03S，＜0.1P，0.01-1.5Cr，0.01-0.5Ni，＜0.5Mo，0.003-0.012N，其余基本上为Fe；

·在铸造轧辊和一个轧制系统(E)之间的区段控制冷却这种带材；

·用上述轧制系统(E)，在1150℃到(Ar₁-100)℃的温度范围，使上述铸造带材热变形，直至厚度压下量为15-80％，上述热变形从下列一组工艺中选择：

-在＞Ar₃温度并在完全奥氏体相区轧制，Ar₃是连续冷却奥氏体相变开始温度；

-在＜Ar₁温度及完全铁素体相区轧制；

-在Ar₃到Ar₁温度范围及奥氏体相和铁素体相共存状态轧制。

·在轧制系统(E)出口和一个加热系统(G)的入口之间的一个绝热系统(F)中，并在一个控制温度，使带材保温。

·用上述加热系统(G)，在670℃到1150℃温度范围，加热带材，时间为5-40s，因此，＞95％(体积百分数)带材再结晶。

·在上述加热系统(G)出口和一种有多个缠卷装置(N，P)的缠绕系统之间控制冷却带材。

本发明的另一个目的是提供用上述工艺制造的、厚度为4.5～0.7mm的、具有预定显微组织特征的碳钢和不锈钢带材，这种带材可以产生适于各种应用领域的下列性能：

·非恶劣应用，如弯曲和拉延的冷成形性，用于制造家用电器(冰箱盖、散热器、致冷系统)和建筑工业(如檐槽、窗架、车库门、天花板等)的零件。

·恶劣应用中的冷成形(如轮缘)。

·结构应用(如护拦、汽车零件、容器，等)。

下面，结合附图通过对作为例子的非限制性的一个实施例的说明，将更好地说明本发明，附图中：

图1是用于本发明的生产薄带材的连铸机以及带材在线再结晶和高控制冷却装置的一个简略示意图。

图2是用于铸造粗带材的在线再结晶和冷却循环图。

图3和图4用光学显微镜检测的带材显微组织。

参考图1，本发明的方法提供使用一种双辊或单辊/铸带模具的连铸机(A)，主要特征在于在凝固粗产品中形成大尺寸晶粒(150-1500μm)。在其直接下游设有用于按一种可控方式冷却带材的冷却装置(B和D)带材由本身结构已知的夹送辊(C)导引连续穿越这些装置。

在凝固和从模具(A)抽出时，带材受到一个适当的力，例如作用于双辊的力，因此限制缩孔的产生。铸造带材的两个表面受到冷却，以降低奥氏体晶粒和表面氧化层的生长。确定铸态钢带材的冷却循环以对浇注速率、流量和有效冷却面积(模件)起作用。上述一对冷却系统B和D都有单独驱动的、在单独区段可变化的、能导致带材冷却速度达200℃/S的模件。

在上述模件中，按从下列一组方案选定的冷却方式实现冷却：自然空气、压缩空气，从惰性气体室喷射惰性气体，空气-水、水、或上述的组合。

在冷却系统(D)的下游，设有一个由一个或多个轧机座(E)组成的轧制系统，在一个或多个道次中，轧机座可完成15-80％的总的压下量，以便把固体收缩造成的剩余孔隙降低到容许的尺寸，并使瞬时变形存在的组织加工硬化。

这些轧机座设成尽可能靠近，以使道次间时间相当短(小于获得50％体积再结晶所要求的时间)，并使在材料中累积变形(累积变形越大，材料再结晶和软化动力学越快)。

更具体地，可借助于两个连贯的轧机座使铸造带材发生热变形，每个轧机座提供15-40％的压下量。

另外，可设有一个快速加热系统(R)，以便按照钢的成分和所进行的热机械循环控制进入轧制系统(E)的带材的温度。

这个快速加热系统(R)位于控制冷却系统(D)的下游。

在轧制系统(E)的出口，还设有一个由绝热风道构成的系统(F)，内通自然空气、惰性气体或其组合，其目的在于对即将进入紧邻轧制系统(E)的炉子(G)的带材进行保温。特别，在奥氏体相轧制的情况下，这个绝热区段防止温度降低到Ar₃以下，并防止在奥氏体再结晶之前开始相变。

感应型、气体型或其他类似型的炉子(G)能在还原或非氧化气氛下工作，并能快速(小于12s)把带材温度提高到670-1150℃范围，易于在保温5-40s的时间内实现材料的接近完全的再结晶(95％体积)。如图2所示，退火温度选定在奥氏体相区(奥氏体相区轧制)，或铁素体相区(铁素体相区轧制)，或铁素体和奥氏体共存混合相区(铁素体或混合相区轧制)的。

在炉子的出口，设有一个清洁系统(H)，用于从带材表面清除由炉子气氛局部或总体还原的氧化物或氧化物残渣。

在清洁系统(H)的下游，沿通向缠卷装置(N，P)的轧辊通道上，设有一组至少三个控制冷却模件(I，L，M)。这些模件可使带材在每个单独区段的冷却速率变化，其变化范围从800℃/s(超快速冷却)到0.01℃/s(绝热)。

根据用适当装置检测在炉子出口的带材温度，并按照主要取决于奥气体晶粒实际尺寸和钢的化学分析成分的显微组织特征，确定带材的冷却循环，因而发展所需要的组织。在轧辊通道上，在各个模件中，设有可监控热循环的其他温度测量装置(如高温计)。在产生了由多种成分，如多边形铁素体、贝氏体、马氏体和/或残余奥氏体构成的多相显微组织的情况，其热循环相当复杂(如加速冷却，空气中冷却，缠绕)。

冷却组件中的一个组件也能对带材电镀。

然而，最好在900-150℃的温度缠绕带材。

使用下列成分(按质量百分比)的钢进行了各种实验室和全尺寸工厂试验：0.02-0.20C，0.1-1.6Mn，0.02-2.00Si，＜0.05Al，＜0.03S，＜0.1P，0.01-1.5Cr，0.01-0.5Ni，＜0.5Mo，0.003-0.012N，和任选地还有：＜0.03Ti，＜0.10V，＜0.035Nb，＜0.005B，其余基本为Fe。

这些试验要点是：

(a)与凝固宏观组织类似，铸造粗带材的晶粒有较大的平均尺寸(＞150μm)，且常为柱状晶。

(b)采用这样尺寸的初始晶和上述的化学分析成分，在铸造粗带材曲型的在线轧制状态(15-40％压下量，变形速率10-35S^-1，变形温度1100-1150℃)不可能激活动态再结晶。

(c)在1000-1150℃30-40％压下量将导致静态但仍是局部的再结晶仍保留显著的粗晶百分率(＞50％体积)。事实上，随着热轧终止后带材温度的降低，本来就很缓慢的奥氏体再结晶动力学变得更加缓慢。这就产生了显微组织的非均匀性，随后的验证/控制冷却和缠绕的作用不可能使其均衡。

(d)通过降低奥氏体相区的变形温度，静态再结晶被抑制，在随后的相变中，除在初始奥氏体边缘外，在变形带粗晶内，均发生铁素体成核。其最终结果是一定程度细化的、但仍是非均匀的组织。

(e)铸态和轧制的粗带材的近表面的晶粒比中心厚度区的细，这是由于在线轧制时厚度变形和温度梯度的不均匀性造成的。

(f)在线轧制后遗漏的或不完全再结晶，并兼有不充分的细化及最终显微组织的低均匀性，是发展带材的结构应用(要求高强度和适当的韧度)和直接应用，在建筑业和家用电器领域替代冷轧带材的一个关键因素。

(g)在热轧阶段(在950-1150℃大于15％的变形)后，即刻引入在1050-1100℃温度的在线退火，即使其成分处于所指示的极限的一种低合金钢，在不到40s时间内，也可以实现具有极粗初始组织的奥氏体的近完全再结晶(＞95％体积)。

(h)很高的温度确实能加速静态再结晶，但导致过大的再结晶奥氏体晶粒尺寸(＞120μm)。

(i)按照轧制和在使用的退火温度所累积的变形，在线控制再结晶处理后，奥氏体晶粒是等轴和均匀的，平均尺寸为50-120μm。在＞10℃/s冷却速率和＞700℃温度缠绕的情况下，在验证冷却后，这些奥氏体晶粒产生尺寸为15-30μm的铁素体晶粒。在后一种情况下，也可以观察到珠光体区，其体积百分数与钢的碳含量有关。

(j)通过奥氏体组织的均匀化，以及带材温度在长宽方向的均匀化，这种在线再结晶可以减少组织(如多边形，针形和其他不可避免形式的组织)的变化，有利于机械性能的重复性，特别是对于替代传统冷轧带材的直接应用产品。

(k)对于低碳钢带材(c＜0.06％)来说，即便在铁素体相区，即在Ar₁到Ar₁-100℃的温度范围，也可以进行铸造粗带材的轧制，而不存在过大轧制力的问题。对于铁素体相区＞25％的变形，在670-720℃进行在线退火＜40s，并在这样一个温度快速缠绕带材，可得到具有30-60μm尺寸的晶粒和亚晶粒(低屈服值)和均匀碳化物分布(没有层状珠光体)的铁素体组织，适用于非恶劣的冷成形步骤，如弯曲和拉延。

在铁素体或混合相区轧制时，即便0.06-0.2％的碳钢带材都可在短时间内退火。在这种情况，利用亚临界区(Ac₁-Ac₃)退火。按照在炉的出口，以及根据分散在现存铁素体最终组织所需量和类型(例如贝氏体和高碳马氏体区，或贝氏体与剩余奥氏体区)的控制冷却之前，带材中奥氏体量和带材中所需要的碳富集量，确定这个温度。

通过选择钢的化学分析成分，本发明的铸造粗带材的在线再结晶处理能够验证轧制和退火温度及在线冷却循环，以发展具有明确体积百分比的等轴(多边)铁素体、珠光体和碳化物的、明确百分比的针状和/或贝氏体铁素体的、明确百分比的高碳马氏体/剩余奥氏体区的、适当的最终显微组织。因此，所获得的、并通过在炉内再结晶处理发生的热和显微组织均匀化可高度验证的显微组织组分的不同分布，为带材提供了强度、延性和冷成形性的不同组合。

特别，评定了与具有30-80μm等轴晶粒和珠光体或非层状碳化物的铁素体组织的产品的性能，这种组织是从具有很粗的初始结构的低碳钢(C＜0.06％)的铸造粗带材的奥氏体和铁素体分别进行的在线再结晶得到的。

进行了含Mn，Si和任选的其他元素如Cr的低合金钢铸造粗带材的在线再结晶处理和控制冷却处理，以发展含有铁素体(＞55％)，贝氏体(5-40％)和分散的高碳(1-15％C)马氏体区的多相组织。这种组织的特征在于：相对于传统的多边形铁素体/珠光体组织而言，在铁素体界面有一个高的位错密度。所得的最终材料具有连续型的应力-变形曲线，有好的强度和延性综合性能。开发了连铸带材的一种亚临界再结晶处理，得到了具有相当数量的剩余奥氏体(5-20％)的显微组织。

按照本发明的目的，下面公开一些实施例。

实例1：

按照本发明的方法，使用钢A制造了一种1.6mm厚的带材，钢A的化学分析在表1中报告。

                                                表1钢A的化学分析

钢  C  Mn  Si  Cr  Ni  Cu  Ti  Mo  S  P  Al  NA  0.048  0.73  0.28  0.07  0.07  0.18  0.01  0.02  0.002  0.008  0.005  0.0065

熔融钢在具有一个双辊铸模和一个6t/m(吨/分)平均分离力的垂直连铸机(A)中铸造。带材在铸模出口冷却，直至在轧制系统入口达到1080-1100℃的温度。产生厚度总压下量为3.5％。如图2简略所示，进行后续的冷却和加热步骤，得到在炉中的带材的最低温度Tm为≥850℃，加热速率为10℃/s，最大温度为1050℃，保持10s的时间。在炉子的出口直至缠绕检测冷却速率为15℃/s。缠绕在＞750℃的温度进行。最终带材的显微组织特征和机械性能，如铁素体晶粒平均尺寸(d)，珠光体(P)％，最低屈服值(Re_L)，破坏强度(Rm)，Re_L/Rm比，极限伸长率(A)，在表2中报告。破坏强度和伸长率的标准偏差与平均值之间的比值分别为2.5％和3％。这些值表明在线再结晶导致的最终显微组织的高可验证性。

               表2最终厚度1.6mm的钢A带材的

                  显微组织特征和机械性能

  d  (□m)    P    (％)    Re_L    (MPa)  Rm  (MPa)  Rs/Rm  (-)    A    (％)  17    2    260  365  0.71    28

图3示出光学显微镜观测的带材的典型显微组织。

显然，产生了一种具有等轴晶粒和珠光体区的铁素体组织。

实例2：

按照本发明的方法，使用钢B，制造了最终厚度为1.6mm带材，钢B的化学分析在表3中报告。

                                                表3钢B的化学分析

钢  C  Mn  Si  Cr  Ni  Cu  Ti  Mo  S  P  Al  NB  0.11  0.80  0.29  0.06  0.04  0.05  0.005  0.01  0.003  0.007  0.027  0.0042

熔融钢在具有一个双辊铸模和一个5.5t/m平均分离力的一个垂直连铸机中铸造。带材在铸模出口冷却，直至在轧制系统入口达到1080-1100℃的温度。产生厚度总的压下量为35％。如图2简略所示，进行后续的冷却和加热步骤，得到炉内带材最低温度Tm为≥850℃，加热速率为8℃/s，最大温度为1050℃，保温时间为12s。在炉子出口，直至缠绕，检测冷却速率为15℃/s。缠绕在＞750℃的温度进行。最终带材的显微组织特征和机械性能，如铁素体晶粒平均尺寸(d)，珠光体P(％)，最低屈服值(Re_L)，破坏强度(Rm)，Re_L/Rm比，极限伸长率(A)，在表4中报告。破坏强度和伸长率的标准偏差与平均值之间的比值分别是3％和3.5％。

               表4最终厚度1.6mm的钢B带材的

                  显微组织特征和机械性能

  d  (□m)    P    (％)  Re_L  (MPa)  Rm  (MPa)  Rs/Rm  (-)    A    (％)  14    10  270  390  0.69    24

图4示出用光学显微镜观测的带材的典型显微组织。

实例3：

按照本发明的方法，使用钢B，制造了一种1.6mm厚的带材。钢B的化学分析在表3中报告。

熔融钢在一个具有一个双辊铸模和一个6t/m平均分离力的垂直连铸机中铸造。带材在铸模出口冷却，直至在轧制系统入口达到690℃的温度。

产生35％的厚度的总压下量。如图2简略所示，进行后续的冷却和加热步骤，得到炉内带材的最低温度Tm为≥670℃，加热速率为5℃/s，最大温度为720℃，保温时间15s。

在炉子出口，直至缠绕，检测冷却速率为＜0.5℃/s。缠绕在≥700℃的温度进行。最终带材的显微组织特征和机械性能，如铁素体晶粒的平均尺寸(d)，最低屈服值Rc_L，破坏强度(Rm)，Re_L/Rm比，极限伸长率(A)，在表5中报告。

          表5在线再结晶，铁素体相轧

        制，最终厚度1.6mm的钢A带材的

            显微组织特征和机械性能

  d  (□m)  Re_L  (MPa)  Rm  (MPa)  Rs/Rm  (-)    A    (％)  30  370  450  0.82    32

光学显微镜观测明确所得带材是具有分散非层状碳化物的一种铁素体组织。

例4

按照本发明的方法，使用钢C，制造了一种2.4mm最终厚度的带材。钢C的化学分析在表6中报告。

                                                    表6钢C的化学分析

钢  C  Mn  Si  Cr  Ni  Cu  Ti  Mo  S  P  Al  NC  0.15  1.55  1.42  0.10  0.05  0.1  0.005  0.02  0.005  0.092  0.03  0.054

熔融钢在一个具有一个双辊铸模和6.5t/m分离力的垂直连铸机中铸造。带材在铸模出口冷却，然后加热，直至在轧制系统入口达到840-860℃的温度。产生40％总厚度的压下量。如图2简略所示，进行后续的冷却和加热步骤，得到炉内带材最低温度Tm为≥880℃，加热速率为8℃/s，最高温度为1050℃，保温时间为12s。在炉子的下游，冷却速率从50℃/s到700-680℃/s，5s自然空气冷却，≤400℃压缩空气冷却(40-80℃/s)。

在400-380℃的温度缠绕。

产生了一种具有剩余奥氏体区的混合铁素体/贝氏体组织。经X射线衍射测得的剩余奥氏体体积百分数是12％。这种组织给予的机械性能列于表7。

          表7最终厚度2.2mm的钢C带材的

             显微组织特征和机械性能

奥氏体(％)  Rp0.2  (MPa)  Rm  (MPa)  Rs/Rm  (-)    A    (％)12   570  980  0.57    24

升高的屈服值(Rp_0.2)和破坏强度总是同时具有低的屈服值/破坏强度比，好的延性(＞22％的伸长率)，和特别高(＞16000MPa％)的伸长率与破坏强度的乘积(A×Rm)。

由连铸粗带材的在线再结晶得到的良好的组织均匀性，以及剩余奥氏体的存在赋予其最终产品这些特性。