TW201331378A - Ｔｗｉｐ及奈米雙晶沃斯田不銹鋼及其製造方法 - Google Patents

Abstract

本發明係關於一種製造TWIP及奈米雙晶沃斯田不銹鋼之方法。該沃斯田鋼應含有不多於0.018重量%之C、0.25-0.75重量%之Si、1.5-2重量%之Mn、17.80-19.60重量%之Cr、24.00-25.25重量%之Ni、3.75-4.85重量%之Mo、1.26-2.78重量%之Cu、0.04-0.15重量%之N以及餘量的Fe。為了在材料中形成奈米雙晶，應使沃斯田不銹鋼達到一低於0℃之溫度，且賦予其塑性變形至形成所要奈米雙晶的程度(例如，達到約30%之塑性變形)。本發明亦係關於如此製造之沃斯田不銹鋼。

Description

TWIP及奈米雙晶沃斯田不銹鋼及其製造方法

本發明係關於具有雙晶誘發可塑性(TWIP)之沃斯田不銹鋼材料及係關於含有奈米雙晶之沃斯田不銹鋼材料的製造方法。

沃斯田不銹鋼形成重要的合金分類。沃斯田不銹鋼由於具有極佳的耐腐蝕性、延展性及良好強度而廣泛用於許多不同應用中。經退火沃斯田不銹鋼為相對軟的。儘管存在強化沃斯田不銹鋼之各種方式，但此類強化操作常導致延展性之不當降低。

近來，已證明在金屬材料中引入奈米雙晶為獲得具有高強度及高延展性之材料的有效方式。然而，並非所有材料可經受此類處理。此外，不存在可藉以在材料中誘發奈米雙晶之一般操作。已展示對在不同材料中誘發奈米雙晶具有效應的不同方法。可將雙晶定義為共用相同晶格中之一些的兩個單獨晶體。對於奈米雙晶，單獨晶體之間的距離小於1000 nm。

在US 2006/0014039中揭示一種在不銹鋼金屬箔中誘發奈米雙晶之方法。不銹鋼經濺鍍沈積至基板。藉由將負偏壓施加至基板而達成奈米雙晶作用，該負偏壓導致來自周圍保護氛圍之氬離子轟擊。此轟擊更改了塗層之固有、生長殘餘應力而使得形成受控之雙晶層。所描述方法因此 僅適用於製造塗層或箔，而非適用於整塊金屬。

EP 1 567 691揭示一種藉由電沈積方法而在銅材料中誘發奈米雙晶之方法。然而該方法受限於在銅材料上起作用。

將奈米雙晶引入金屬材料中之另一可能方式為使該材料塑性地變形。在科學論文「316L austenite stainless steels strengthened by means of nano-scale twins」(Journal of Materials Science and Technology，26,4，第289-292頁，Liu,G.Z.、Tao,N.R.及Lu,K)中給出一個實例。在此論文中，描述一種藉由在高應變率下的塑性變形來誘發奈米級雙晶作用的方法。因此增加了材料之強度。另一方面，奈米雙晶材料之可塑性(延展性)非常有限，具有約6%之失效伸長率。為了改良可塑性，塑性變形之後需要熱退火以便使變形結構部分地重結晶。

即使存在增加沃斯田不銹鋼之強度之成功實例，但不存在在沃斯田不銹鋼之整個組成範圍上起作用的誘發奈米雙晶之一般方法。此外，尚未報告在沃斯田鋼中有雙晶誘發可塑性(TWIP)。TWIP標誌著已在塑性變形期間發生雙晶之形成，且因而已達成強度及延展性或伸長率兩者的增加。

本發明之目標為提供具有改良強度之沃斯田不銹鋼材料以及其製造方法。另一目標為提供具有改良延展性或伸長率之沃斯田不銹鋼材料，且另一目標為提供具有改良強度及改良延展性或伸長率兩者的沃斯田不銹鋼材料，例如 具有雙晶誘發可塑性之沃斯田不銹鋼。此等目標由根據申請專利範圍獨立項之本發明來達成。

根據第一態樣，本發明係關於一種製造奈米雙晶沃斯田不銹鋼之方法，其藉由以下步驟來表徵：提供一沃斯田不銹鋼，其含有不多於0.018重量%之C、0.25-0.75重量%之Si、1.5-2重量%之Mn、17.80-19.60重量%之Cr、24.00-25.25重量%之Ni、3.75-4.85重量%之Mo、1.26-2.78重量%之Cu、0.04-0.15重量%之N以及餘量的Fe及不可避免的雜質；使該沃斯田不銹鋼達到一低於0℃之溫度，及在該溫度下將塑性變形賦予該沃斯田鋼至對應於至少30%之塑性變形的程度，以使得在該材料中形成奈米雙晶。

根據第二態樣，本發明係關於一種沃斯田不銹鋼材料，其含有不多於0.018重量%之C、0.25-0.75重量%之Si、1.5-2重量%之Mn、17.80-19.60重量%之Cr、24.00-25.25重量%之Ni、3.75-4.85重量%之Mo、1.26-2.78重量%之Cu、0.04-0.15重量%之N以及餘量的Fe及不可避免的雜質；其中該材料中之平均奈米級間距低於1000 nm且其中奈米雙晶密度高於35%。

此類沃斯田不銹鋼材料由本發明方法形成，且此類鋼材料具有非常良好的抗張性質及延展性，其遠比沒有誘發奈米雙晶之相同組成之沃斯田不銹鋼材料好。此對於已經退火或冷加工之相同組成之沃斯田不銹鋼材料亦成立。

下文將參看附圖來詳細描述本發明。

沃斯田不銹鋼由於其極佳的耐腐蝕性結合相對高的強度及延展性而廣泛用於各種應用中。

本發明係基於以下觀念：藉由在低溫下之塑性變形而誘發奈米雙晶，可能進一步增加沃斯田不銹鋼的強度及延展性。

在沃斯田不銹鋼中，必須注意保留材料之沃斯田結構。該結構取決於鋼之組成及其經處理之方式。沃斯田鋼為鐵類金屬。下文論述沃斯田不銹鋼之不同組份之一般相依性。此外，指定了限定根據本發明之沃斯田鋼之成份範圍。

碳為沃斯田穩定元素，但多數沃斯田不銹鋼具有低的碳含量，最大0.020-0.08%。根據本發明之鋼具有甚至更低之碳含量位準，亦即低於0.018重量%。此低碳含量進一步抑制碳化鉻之形成，其原本會導致增大的粒間腐蝕之風險。低碳含量亦可改良可焊性。

矽在鋼之熔融中用作去氧元素，但過量的矽含量對於可焊性有害。根據本發明之鋼具有0.25-0.75重量%之Si含量。

錳(如同Si)為去氧元素。此外，其可有效地改良熱加工性。限制Mn以便控制室溫下合金之延展性及韌性。根據本發明之鋼具有1.5-2重量%之Mn含量。

鉻為鐵氧體穩定元素。又，藉由增加Cr含量，抗腐蝕性會增加。然而，較高Cr含量可增加形成介金屬相(諸如δ 相)的風險。根據本發明之鋼具有17.80-19.60重量%之Cr含量。

鎳為沃斯田穩定元素。高的鎳含量可提供穩定的沃斯田微結構，且亦可促進被動Cr氧化物膜之形成且抑制如δ相之介金屬相的形成。根據本發明之鋼具有24.00-25.25重量%之Ni含量。

鉬為鐵氧體穩定元素。Mo之添加極大地改良了不銹鋼之一般耐腐蝕性。然而，大量之Mo促進δ相之形成。根據本發明之鋼具有3.75-4.85重量%之Mo含量。

銅之添加可改良強度及一些環境中(諸如硫酸)之耐腐蝕性。大量之Cu可導致延展性及韌性之降低。根據本發明之鋼具有1.26-2.78重量%之Cu含量。

氮為強的沃斯田穩定元素。氮之添加可改良沃斯田鋼之強度及耐腐蝕以及可焊性。N降低了δ相之形成趨勢。根據本發明之鋼具有0.04-0.15重量%之N含量。

沃斯田組合物之精心製作的挑戰在於精心製作在一方面在塑性變形期間不形成馬氏體且在另一方面不易於形成疊差的組合物。舉例而言，高含量之鎳將抑制馬氏體之形成。另一方面，高含量之鎳將增加在塑性變形期間形成疊差的風險且藉此亦抑制奈米雙晶之形成。

已證明上文給出之區間表示一良好折衷，在此等範圍內可藉由下文描述之方法提供TWIP沃斯田不銹鋼。

實施例樣本

下文將基於對具有上文指定範圍內之組成且已根據如 下文描述之本發明方法加以處理的四個樣本之觀測來描述本發明。

本發明之理念在於可藉由在低溫下使樣本塑性變形來在沃斯田鋼之樣本中誘發奈米雙晶。此導致雙晶誘發可塑性TWIP。

下文呈現根據本發明之材料之四個特定樣本的特性。在下文表1中呈現每一樣本之特定組成。

如在表1中可見，所有樣本包含少量之磷(P)、硫(S)、鈷(Co)及硼(B)。然而，此等元素為不可避免的雜質之部分且含量應儘可能保持低。因此其未明確包括於本發明組成中。

4個樣本在低溫下經受拉伸測試以便藉由在材料中誘發奈米雙晶來增加強度。所有測試樣本具有50 mm之初始長度。

在下文實施例中，樣本1-4經受逐步拉伸。逐步或間歇拉伸暗示在恢復拉伸之前應力瞬時降低至瞬間應力之90%以下或較佳80%或70%以下且持續短的時段(例如5至10 秒)。此外為了避免在拉伸期間溫度增加，在整個拉伸過程中藉由液態氮來持續冷卻材料。

已證明間歇塑性變形為增加對變形之總耐性之有效方式，使得與連續變形相比可達成較高的總變形。

樣本1

在對樣本1執行之拉伸測試中，以30 mm/分鐘的速率用張力使樣本塑性變形，該速率對應於1%/秒。該樣本每步變形至3%之程度，直至50%之總變形。在-196℃下執行拉伸。

樣本2

以20 mm/分鐘的速率用張力使樣本2塑性變形，該速率對應於0.67%/秒。該樣本每步變形至3%之程度，直至50%之總變形。在-196℃下執行拉伸。

樣本3

以30 mm/分鐘的速率用張力使樣本3塑性變形，該速率對應於1%/秒。該樣本每步變形至3%之程度，直至65%之總變形。在-196℃下執行拉伸。

樣本4

以20 mm/分鐘的速率用張力使樣本4塑性變形，該速率對應於0.67%/秒。該樣本每步變形至3%之程度，直至65%之總變形。在-196℃下執行拉伸。

本發明沃斯田鋼樣本之機械性質

表2展示根據本發明之四個特定奈米雙晶沃斯田不銹鋼樣本之一些典型抗張性質與兩個參考沃斯田鋼之抗張性 質相比較。在表中，Rp0.2對應於0.2%之彈限強度或屈服強度，Rm對應於抗張強度，A對應於伸長率(極限應變)，Z對應於收縮率，且E對應於楊氏模數。第一參考鋼SS1為經退火沃斯田不銹鋼，且第二參考鋼SS2為冷加工沃斯田不銹鋼。

根據本發明之奈米雙晶沃斯田不銹鋼樣本1-4展示極高的強度、高收縮率及相當良好的延展性。所獲得的最高屈服強度為1111 MPa，其比經退火沃斯田不銹鋼高約300%。奈米雙晶沃斯田不銹鋼之彈性模數(138-153 GPa)比經退火沃斯田不銹鋼之彈性模數(195 GPa)低得多。其僅為退火材料之值的約75%。此在一些應用中呈現一優點，諸如在植入物之領域中，其中並不需要過高之彈性模數，且其中應變受控疲勞為重要的(諸如纜線)。

已在或多或少之最佳條件下處理樣本1-4。換言之，用於測試樣本1-4之溫度遠低於0℃，亦即-196℃。此外，將至少50%之塑性變形賦予該等樣本。

在表3中展示應變速率、步驟區間及總應變對抗張性質的影響。表3中之所有應變測試已在-196℃下執行。

如自表2及表3顯而易見，總應變為達成具有高的0.2%彈限強度或屈服強度(Rp0.2)及高的抗張強度(Rm)之奈米雙晶鋼的最重要參數。對於具有至少50%之總應變的所有樣本，0.2%之塑性變形下之屈服強度高於900 MPa，且抗張強度高於1000 MPa。此外，對於具有65%之總應變的四個樣 本，對於四個樣本中之三者而言0.2%之塑性變形下之屈服強度高於1000 MPa，且對於所有四個測試樣本而言抗張強度高於1200 MPa。

亦可注意，較低效應出現於30%之總應變處，且更低效應出現於17%之總應變處。然而，在30%之總應變下達成之效應為良好的，此係因為對於此等測試樣本中之兩者而言，0.2%之塑性變形下之屈服強度高於800 MPa，且抗張強度高於900 MPa。因此，30%之總應變看起來足以達成具有本發明組成之沃斯田不銹鋼中抗張性質的相關改良。

關於其他參數，諸如應變速率及應變步驟，沒有注意到顯著的差異。

如圖1中說明，本發明方法涉及一對決定性參數，例如溫度及該溫度下之變形程度。首先，應使具有本發明組成之沃斯田不銹鋼達到低溫(例如，低於0℃)，且隨後應在該溫度下將塑性變形賦予該鋼。賦予塑性變形直至在該材料中形成奈米雙晶的程度。

在圖2a中，展示具有如由本發明定義之組成之沃斯田不銹鋼與習知沃斯田不銹鋼之間的在-196℃下應力對應變曲線的比較。如可觀測，所誘發奈米雙晶極大程度地改變了材料之變形行為及性質。根據本發明之沃斯田不銹鋼展示歸因於奈米雙晶之連續形成之較高強度及較高延展性兩者。對於所展示實施例，與習知沃斯田鋼之約40%的延展性或伸長率相比，本發明之沃斯田鋼為約65%。此稱作雙晶誘發可塑性TWIP。

對於建築材料，需要極限抗張強度與總伸長率之高的乘積。自圖2a顯而易見，根據本發明之沃斯田鋼在-196℃下具有1065 MPa之極限抗張強度及約65%之總伸長率，其產生約69000之乘積。因此，1065*65=69225。對於在本發明組成範圍內之其他測試樣本，乘積高達1075*75.5=81162，其高於任何其他可用鋼。

在圖2b及圖2c中，展示四個不同溫度下4個樣本之應力對應變，其中圖2c為圖2b之低應變範圍的近視圖。自此等曲線首先顯而易見在所有4個測試溫度下誘發奈米雙晶。此藉由曲線之分散來指示。分散指示奈米雙晶形成於材料中。因此，自圖2b及圖2c可判定在特定溫度下在哪一應變下首先誘發奈米雙晶。

圖2b及圖2c中之垂直線指示對於各別溫度曲線之奈米雙晶的首次出現。圖2b及圖2c中曲線之分散歸因於此等曲線之重現的低精確度而並不清晰明顯。然而，圖2b及圖2c係基於指示非線性的奈米雙晶十分明顯的結果。

圖2d中展示在特定溫度在哪一應變下首先誘發奈米雙晶之間的關係。因此，顯而易見奈米雙晶可在室溫(19℃)下誘發，但在應變期間之溫度愈低，則首先誘發奈米雙晶時之應變將愈低。

鑒於本發明，重要地不僅是在材料中誘發奈米雙晶。需要誘發奈米雙晶至達成增加之強度及增加之伸長率的程度。應注意，取決於溫度，不可能將材料塑性變形至任何程度。在-196℃，可能將本發明不銹鋼塑性變形至高於60% 之總應變。在較低溫度下，僅可能將本發明不銹鋼塑性變形至19℃下之約35%與-129℃下之約45%之間的總應變。

當然亦感興趣的是可藉由在較低溫度下達成之較不顯著之奈米雙晶作用來達成什麼效應。在下文之表4及表5中，分別展示與-196℃及-75℃下之預變形相關的具有本發明組成之一些典型樣本之抗張性質。

自表4及表5可特別注意到，在約35%之總應變下達成對0.2%之塑性變形下之屈服強度及抗張強度兩者的相對良好之效應。

如可預測，若在將塑性變形賦予材料之前使材料達到較低溫度，則可觀測到奈米雙晶之形成的增加。該效應隨著在將塑性變形賦予材料之前將溫度進一步降低至-50℃、-100℃及直至-196℃而增加。

然而，表5中值得注意的是在-75℃下在35%之總應變變形下達成0.2%之塑性變形下的屈服強度(834 MPa)及抗張強度(860 MPa)兩者的相關增加。根據圖2b及圖2c中展示之圖，已展示奈米雙晶在高達19℃之溫度下形成於根據本發明組成之沃斯田鋼中。此指示可能在該溫度下誘發增加鋼之機械性質的奈米雙晶。

根據上文呈現之結果，可內插得到可在鋼中誘發奈米雙晶至以下程度：藉由-75℃或-75℃以下之溫度的至少35%的總應變變形來增加0.2%之塑性變形下的屈服強度及抗張強度兩者。此外，可外推得到可藉由至少35%總應變變形在約0℃之溫度下達成該等抗張性質的合理增加。

概括而言，可推斷：為了獲得重要效應，需要使材料塑性變形至對應於至少30%之塑性變形的程度。可在10%時已觀測到效應，但在更高程度之塑性變形時，效應更顯著且更佳分佈於材料中。此外，溫度與塑性變形程度以較低變形溫度在較低變形位準下提供誘發之奈米雙晶的較大效應的方式合作。因此，所需變形位準取決於執行變形時之溫度。

在該等實施例中，已證明可能藉由各種類型之塑性變形(例如，藉由張力及壓縮兩者)來誘發奈米雙晶。較佳且可控制類型之應變為拉伸。當藉由拉伸來處理材料時，非常容易控制塑性變形之量值。

然而亦可能藉由由壓縮(例如，藉由滾壓)而賦予材料之塑性變形來產生奈米雙晶。

另一方面，一般而言，奈米雙晶之形成之效應隨著塑性變形之位準增加而增加。

奈米雙晶之形成亦微弱取決於將變形賦予材料之速率。特定而言，該速率不應過高以便避免材料中之快速溫度增加。另一方面，若速率過低，則問題為製程為不必要地非生產性的。

因此，變形速率應較佳大於0.15%/秒(4.5 mm/分鐘)，較佳大於0.35%/秒(10.5 mm/分鐘)。此外，應以小於3.5%/秒、較佳小於1.5%/秒之速率來將變形賦予材料。又，較佳不應在僅一個變形中將變形賦予該材料。實情為，可間歇地以小於10%/變形、較佳小於6%/變形且更佳小於4%/變形來將塑性變形有利地賦予材料。如上文指示，間歇變形暗示：在恢復下一步驟的拉伸之前，應力瞬時降低至(例如)約80%並持續短的時段(例如幾秒)。

因此，如上文在「實施例」下所指示，可在低溫下將至少40%或較佳至少50%之塑性變形賦予材料。一般而言，塑性變形應保持於35%與65%之間以便達成奈米雙晶之顯著形成。在35%以下，效應仍明顯但可能沒有所希望地那樣顯著。在75%以上，該材料可斷裂。

奈米雙晶沃斯田不銹鋼之屈服強度為1090 MPa，其幾乎比習知沃斯田不銹鋼之屈服強度高四倍。實施例中所展示之根據本發明之沃斯田鋼的極限抗張強度為約1224 MPa，其為習知沃斯田鋼之極限抗張強度的兩倍以上。

自圖3顯而易見此事實，其中本發明雙晶誘發沃斯田 不銹鋼之性質經展示為與可購得鋼之性質成正比。如自此圖顯而易見，本發明沃斯田不銹鋼之性質高於任何其他可用之鋼。

本發明沃斯田鋼之微結構

在圖4中，以低放大率展示本發明奈米雙晶沃斯田不銹鋼。如可見，該微結構充滿針形或板條形圖案。此等針或板條具有特定晶體定向，但每一叢集具有不同定向。

已藉由TEM研究來確認本發明沃斯田不銹鋼中奈米雙晶之存在，例如如圖5中所示。根據圖5中展示之繞射圖案，小的互補點出現於接近構成沃斯田不銹鋼之特性FCC結構的多數點處。此等互補點指示雙晶的存在。

圖6a至圖6c展示TEM研究中之本發明材料，其中可更清晰地看見本發明材料之雙晶結構。對於多數部分，雙晶結構經定向而使得其在一個晶疇內彼此平行。然而如下文將描述，亦已觀測到多定向奈米雙晶。多定向雙晶之出現可導致非常細粒結構。

可識別三種類型之雙晶。圖6a中展示之第一類型涉及具有不均勻距離之長平行雙晶。圖6b中展示之第二類型涉及兩個雙晶之間具有短距離之小的平行雙晶。圖6c中展示之第三類型涉及多定向雙晶。在此第三類型之雙晶形成中，雙晶在一個平行方向上相對較長。在其他方向上且在平行雙晶之間，雙晶具有小的大小及雙晶之間的小距離。所有奈米雙晶具有高達500 nm之所謂的「奈米級雙晶間距」，其指示雙晶之平均厚度小於500 nm。

事實為材料之抗張性質隨著材料中晶粒大小之減小、或雙晶數目之增加及雙晶空間之減少而增加。因此，本發明材料可藉由材料中奈米雙晶之存在而表徵。量化奈米雙晶之一種方式由電子反向散射繞射(EBSD)之錯誤定向映射來提供。

圖7展示對於本發明材料的此類EBSD之錯誤定向映射的結果。在映射中，成對呈現條形。每一對之左邊條形對應於相關之錯誤定向，且每一對之右邊條形對應於不相關之錯誤定向。曲線指示隨機理論值。因此，左手邊條形基本上達到高於對應右手邊條形之處就指示在該特定角度存在雙晶。根據研究，可觀測到在約9°處之錯誤定向周圍存在非常高的峰值。此指示沃斯田鋼可具有大量特殊低角度晶粒邊界，其可造成紋理，亦即定向於特定定向中之晶粒。在約60°處之峰值指示Σ3雙晶。根據對本發明材料執行之EBSD研究，已計算出其具有奈米雙晶之密度高於37%之微結構。

在圖8中，展示根據本發明之沃斯田不銹鋼(亦即，具有奈米雙晶)與沒有奈米雙晶之習知冷加工沃斯田不銹鋼之間的室溫下之應力對應變曲線的比較。根據此比較，根據本發明之沃斯田鋼之延展性增加為清晰明顯的。

正常地，金屬材料之延展性隨著強度增加而減小。然而，對於根據本發明之奈米雙晶材料，顯而易見地是在強度相對顯著增加的同時，收縮率僅經受相對適度之降低。此進一步說明於圖9中，其中展示與一些本發明樣本之收 縮率相關的收縮率。舉例而言，對於具有高於1100 MPa之屈服強度的特定樣本，收縮率仍高於50%。

如可自上文推斷，本發明呈現用於在沃斯田不銹鋼中誘發強化奈米雙晶之相對廣泛範圍之製造方法。然而，與沃斯田不銹鋼之整體成份領域相比，功能性組成相對有限。在此良好定義之功能性發明成份領域內，可藉由如以下申請專利範圍所界定之本發明方法來相對容易地誘發有用之奈米雙晶。因此，可遍及整個發明範疇觀測到積極效應，但其在(例如)由申請專利範圍附屬項所提出的本發明之一些良好界定區域中較強。

圖1展示說明根據本發明之方法之邏輯流程圖；圖2a展示根據本發明之具有TWIP之沃斯田不銹鋼及習知沃斯田不銹鋼之應力對應變曲線的比較。

圖2b至圖2c展示在4個不同溫度下之應力對應變曲線之比較；圖2d展示完成拉伸時的溫度對在何應變百分比下開始奈米雙晶作用之影響之內插；圖3展示與可購得鋼之性質相比較的本發明雙晶誘發沃斯田鋼之性質；圖4以低放大率展示根據本發明之奈米雙晶沃斯田不銹鋼的微結構；圖5展示根據本發明之奈米雙晶沃斯田不銹鋼之TEM 繞射圖案；圖6a至圖6c展示在TEM研究中根據本發明之沃斯田不銹鋼中之奈米雙晶；圖7展示在EBSD映射中根據本發明之奈米雙晶沃斯田不銹鋼的錯誤定向；圖8展示根據本發明之奈米雙晶沃斯田不銹鋼及習知冷加工高強度沃斯田不銹鋼之應力對應變曲線的比較。

圖9展示與屈服強度相關之一些本發明樣本之收縮率。

Claims (13)

1. 一種製造TWIP及奈米雙晶沃斯田不銹鋼之方法，其特徵在於以下步驟：提供一沃斯田不銹鋼，其含有不多於0.018重量%之C、0.25-0.75重量%之Si、1.5-2重量%之Mn、17.80-19.60重量%之Cr、24.00-25.25重量%之Ni、3.75-4.85重量%之Mo、1.26-2.78重量%之Cu、0.04-0.15重量%之N以及餘量的Fe及不可避免的雜質；使該沃斯田不銹鋼達到一低於0℃之溫度，及在該溫度下將塑性變形賦予該沃斯田鋼至對應於至少30%之塑性變形的程度，以使得在該材料中形成奈米雙晶。
2. 如申請專利範圍第1項之方法，其中在將該塑性變形賦予該材料之前使該材料達到一低於-50℃之溫度。
3. 如申請專利範圍第1項之方法，其中在將該塑性變形賦予該材料之前使該材料達到一低於-75℃之溫度。
4. 如前述申請專利範圍中任一項之方法，其中藉由拉伸(drawing)將該塑性變形賦予該材料。
5. 如申請專利範圍第1至3項中任一項之方法，其中藉由從例如滾動造成之壓縮將該塑性變形賦予該材料。
6. 如前述申請專利範圍中任一項之方法，其中使該材料塑性變形至對應於至少40%之塑性變形的程度。
7. 如前述申請專利範圍中任一項之方法，其中使該材料塑性變形至對應於至少50%之塑性變形的程度。
8. 如前述申請專利範圍中任一項之方法，其中間歇地以小於10%/變形、較佳小於6%/變形且更佳小於4%/變形來將該塑性變形賦予該材料。
9. 如前述申請專利範圍中任一項之方法，其中以大於0.15%/秒、較佳大於0.35%/秒之速率將該變形賦予該材料。
10. 如前述申請專利範圍中任一項之方法，其中以小於3.5%/秒、較佳小於1.5%/秒之速率將該變形賦予該材料。
11. 一種沃斯田不銹鋼材料，其特徵在於其為一奈米雙晶沃斯田鋼，其含有不多於0.018重量%之C、0.25-0.75重量%之Si、1.5-2重量%之Mn、17.80-19.60重量%之Cr、24.00-25.25重量%之Ni、3.75-4.85重量%之Mo、1.26-2.78重量%之Cu、0.04-0.15重量%之N以及餘量的Fe及不可避免的雜質；且特徵在於該材料中之平均奈米級間距低於1000 nm且特徵在於奈米雙晶密度高於35%。
12. 如申請專利範圍第11項之沃斯田不銹鋼材料，其中該材料中之該平均奈米級間距低於500 nm。
13. 如申請專利範圍第11項之沃斯田不銹鋼材料，其中該材料中之該平均奈米級間距低於300 nm。