CN111155025A - 一种高强度高韧性且抗高速冲击的贝氏体钢及其制备方法 - Google Patents

一种高强度高韧性且抗高速冲击的贝氏体钢及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明属于钢铁材料技术领域，涉及一种高强度高韧性且抗高速冲击的贝氏体钢及其制备方法。以所述钢的总质量为100％计，所述钢的化学成分质量百分比为：C 0.1～0.3％，Si 0.10～0.50％，Mn 0.9～1.4％，Cr 0.1～0.5％，Mo 0.1～0.2％，Ni 0.02～0.20％，Al 0.01～0.05％，Co 0.01～0.10％，Nb≤0.060％，Ti≤0.30％，V 0.005～0.10％，B 0.0005～0.005％，余量为铁和不可避免的杂质。通过冶炼、真空处理、铸造、加热轧制及轧后快速冷却和回火后制备得到的贝氏体钢同时具有高强度、高韧性和抗高速冲击性能。

Description

一种高强度高韧性且抗高速冲击的贝氏体钢及其制备方法
技术领域
本发明属于钢铁材料技术领域，涉及一种高强度高韧性且抗高速冲击的贝氏体钢及其制备方法。
背景技术
贝氏体钢使用状态下基体的金相组织为贝氏体，其化学组成是低碳和低合金元素，贝氏体组织通常通过空冷或控制冷却速度得到。近年来，基于合理的成分设计和热处理，可以获得较高强度和良好韧性的贝氏体钢，例如通过超低碳含量获得较高韧性，但是碳含量过低的结果是造成强度偏低，通常通过配合常用合金元素Mn、Si、Cr等的添加保证钢的强度，贝氏体钢广泛应用于建筑、汽车、桥梁、船舶、压力容器、海上石油钻井平台等各种工程结构件中，具有显著的经济效益和社会效益。例如CN200410096795.7、CN201810950171.9、CN201811176207.9、CN201110383478.3和CN201811165261.3，均采用超低碳和添加合金元素的方式提高韧性和保证强度；上述专利申请中各主要组成元素及其质量百分含量如表1所示。
表1
CN200410096795.7 CN201810950171.9 CN201811176207.9 CN201110383478.3 CN201811165261.3
C 0.015-0.08％ 0.03-0.08％ 0.06-0.08％ ≤0.03％ 0.05-0.10％
Mn 1.5-1.7％ 1.5-1.8％ 1.4-1.6％ 1.2-1.6％ 1.2-1.5％
Si 0.26-0.46％ 0.1-0.4％ 0.15-0.18％ ≤0.15％ 0.1-0.5％
Ni 0.26-0.4％ —— —— 0.3-0.5％ 0.1-0.3％
Cr —— 0.2-0.5％ 0.8-1.2％ —— ——
Mo 0.2-0.5％ ≤0.3％ —— —— ——
V —— ≤0.1％ —— 0.04-0.06％ 0.04-0.07％
Al 0.015-0.05％ 0.02-0.06％ —— 0.02-0.05％ 0.01-0.05％
Ti 0.005-0.03％ —— 0.01-0.03％ 0.005-0.02％ 0.01-0.02％
Nb 0.015-0.06％ —— —— 0.02-0.04％ 0.02-0.04％
B 0.0005-0.003％ 0.001-0.0025％ 0.005-0.012％ 0.0008-0.003％ ——
事实上，超低碳量与传统常用合金元素的结合所达到的强度韧性水平仍存在局限，贝氏体钢的强韧性匹配仍需进一步改善，得到综合性能更好的结构件，使其可服役于更高要求的应用领域。例如针对汽车防撞架结构用钢材，以及军用车辆防爆轰用装甲钢，在更高强度和良好韧性的基础上又对抗高速冲击能力提出了更高的要求。
发明内容
有鉴于此，本发明的目的在于提供一种高强度高韧性且抗高速冲击的贝氏体钢及其制备方法，通过冶炼、真空处理、铸造、加热轧制及轧后快速冷却和回火后制备得到的贝氏体钢同时具有高强度、高韧性和抗高速冲击性能。
为实现上述目的，本发明的技术方案如下。
一种高强度高韧性且抗高速冲击的贝氏体钢，以所述钢的总质量为100％计，所述钢的化学成分质量百分比为：C：0.1～0.3％，Si：0.10～0.50％，Mn：0.9～1.4％，Cr：0.1～0.5％，Mo：0.1～0.2％，Ni：0.02～0.20％，Al：0.01～0.05％，Co：0.01～0.10％，Nb≤0.060％，Ti≤0.30％，V：0.005～0.10％，B：0.0005～0.005％，余量为铁和不可避免的杂质。
优选的，所述V、Ti和Nb的总质量百分比为0.01～0.4％。
优选的，所述C的质量百分比为0.12～0.20％。
优选的，所述Mn的质量百分比为1.0～1.2％。
优选的，所述Si的质量百分比为0.1～0.35％。
优选的，所述B的质量百分比为0.001～0.002％。
本发明的所述一种高强度高韧性且抗高速冲击的贝氏体钢的制备方法，包括以下步骤：
(1)按照所述贝氏体钢的化学成分称量原料，冶炼钢水，真空脱气处理后进行铸造，得到铸坯；
(2)铸坯于1100～1250℃加热后在1000～1050℃的奥氏体再结晶区和860～950℃的奥氏体未再结晶区共进行三道次以上轧制，总压下率≥40％，终轧温度≥860℃，保温15～45min；
(3)轧制结束后水冷至室温；
(4)加热至450～600℃回火1～2h，出炉空冷，得到一种高强度高韧性且抗高速冲击的贝氏体钢。
优选的，步骤(1)中采用连铸进行铸造。
优选的，步骤(1)中采用模铸进行铸造，模铸后经初轧得到铸坯。
优选的，步骤(2)中终轧温度为860～900℃。
有益效果
本发明的主要化学成分的选择和控制理由如下：
碳(C)：确保钢板强度和韧性的关键元素，其可以显著提高钢板的淬透性。C降低后，韧性也会相应大幅提高，但强度相应降低。通常高韧性贝氏体钢的C含量低于0.1％，钢的强度损失是靠其它合金元素的添加来弥补，但是强度的弥补很有限。对本钢而言，选择含C高于0.1％，是利用添加少量的Co，提高基体的溶C能力，从而可适当增加含C量，达到和超低C钢同样极高韧性的同时，获得高强度和抗高速强冲击能力。当C含量高于0.3％时，易导致脆性渗碳体析出，不利于钢的韧性。因此对于本发明的屈服强度800MPa强度级别钢而言，为了获得高冲击韧性，合适的C含量为0.10～0.30％，优选地，0.12～0.20％。
锰(Mn)：Mn稳定奥氏体组织，其能力仅次于合金元素Ni，是廉价的稳定奥氏体与强化合金元素，明显提高贝氏体淬透性及贝氏体钢的强度，降低马氏体形成的临界冷速。Mn与Fe的化学性质与原子半径相近，在钢中以置换固溶体存在，引起点阵畸变小，对韧性影响小。对本钢种而言，在含量适当的情况下，Mn可以细化晶粒，提高低温韧性。但Mn不能过高，它会使钢晶粒粗化，并增加钢对回火脆性的敏感性，在冶炼浇注和锻轧后冷却不当时，还会产生白点。本发明Mn的含量控制在0.9～1.4％。Mn在钢中还和Al一起共同起到脱氧的作用。优选地，Mn含量为1.0～1.2％。
硅(Si)：钢中基本合金元素，常用的脱氧剂，有强烈的固溶强化作用，使奥氏体的切变强度提高；为脱氧和提高强度而添加，Si对奥氏体晶粒长大也起到一定的机械阻碍作用。但是因为钢中含Ni，所以Si元素会表现为脆化元素的作用并且随着Si元素含量的升高对钢的脆化效果越显著。故Si的添加量应不大于0.5％，添加量小于0.10％时脱氧效果不充分，因此Si含量应控制在0.10～0.50％，优选地0.1～0.35％。
镍(Ni)：Ni能使钢强度增加，同时能改善钢的低温性能，特别是低温韧性，是提高韧性的主要元素；Ni还能提高钢的淬透性。加Ni并同时控制Mn的含量以有效提高高强度钢的冲击韧性。由于添加微量B增加了晶界的结合力，强化了晶界，通过加Ni强化基体，使裂纹不易在基体中扩展，从而提高了钢的冲击韧性。通过B、Ni的复合作用，可以显著提高钢的冲击吸收功。Ni含量高于0.2％时，对钢的强韧性贡献率下降，且增加生产成本。因此本发明在控制Mn含量的同时Ni含量应控制在0.02～0.2％。
铬(Cr)：与Mn同样地为在低C含量下确保足够的硬化能。在此钢中由于V的存在，故Cr以置换原子的形式进入α-Fe基体中，提高固溶体的原子键引力，有效提高钢的强度。保证钢的高强度而添加，大量添加时会降低韧性和可焊性，因此本发明将其限制在0.1～0.5％。
钼(Mo)：有助于轧制时奥氏体晶粒的细化和微细贝氏体的生成。配合Mn的加入可在较宽冷速范围内获得贝氏体。增加硬化能的元素，Mo以置换原子的形式进入α-Fe基体中，提高固溶体的原子键引力，有效提高钢的强度。大量添加会降低韧性和可焊性，而且价格昂贵，因此将其限制在0.1～0.2％。
铌(Nb)：Nb在钢中与碳、氮结合可形成NbC、Nb(C,N)等中间相。Nb的化合物在轧制时可以钉扎晶界，作用力大于该温度下的再结晶驱动力，阻止晶粒长大。Nb和V都是强碳化物形成元素，钢中加入微量的Nb可大幅提高钢的再结晶温度，配合B的添加，再结晶温度可再提高，细化奥氏体晶粒和随后相变的组织，提高韧性和强度。Nb在轧制过程中和随后冷却过程中可析出细小碳化物，提高强度。本发明中Nb含量控制在0.01～0.06％。
钒(V)：元素V对奥氏体晶界的钉扎作用使相变后晶粒得到细化，适量的C与合金元素V、Ti、Nb同时作用时，更有利于形成纳米级碳化物，大大提高强度和韧性。本发明中V含量控制在0.005～0.04％。
硼(B)：B对铁素体生成延缓作用比贝氏体的大的多，从而提高了钢中的淬透性。增加了对奥氏体再结晶的阻力，这主要来源于应变诱导的B偏聚。由于B可以降低Nb的晶界扩散系数，所以B加入钢后增加了Nb对晶界的拖曳作用。B和Nb的微合金复合对再结晶的阻碍作用也来自于(Nb、B)复合物的形成。由于B是表面活性元素，能够吸附在硫化物，氧化物表面，阻止夹杂物进一步长大，使夹杂物变得细小，圆整，均匀分布于晶界上，减少了应力集中，抑制了裂纹的萌生，降低了裂纹的扩展速度，韧性得到了提高。但随着B含量的升高和冷却速度的降低，析出相尺寸变大，数量变多，在奥氏体晶界形成不连续网状趋势增强，会导致钢材的力学性能，特别是冲击性能显著降低，因此B含量的上限不应太高。故将本钢中B的含量限定为0.0005～0.003％。优选地，B的含量为0.001～0.002％。
铝(Al)：强脱氧元素，提高强度并且在热处理加热时能细化钢的元素奥氏体晶粒度。其含量低于0.01％时，效果不明显；超过0.05％时，容易产生铸坯热裂纹，同时降低钢的韧性。故Al的含量控制在0.01～0.05％。
钛(Ti)：Ti是强碳化物形成元素，在钢中以固溶Ti的形式或以细小TiC质点形式显著阻止再结晶，起到析出强化作用。Ti与S的亲和力要强于Mn与S的亲和力。这样钢中残留的微量S导致的长条状MnS夹杂物便因Ti4C2S2的形成而逐渐被消除，变成可改善材料韧性和成形性的球状夹杂物。提高了钢的横向冲击韧性。本发明Ti含量控制在0.005～0.30％。优选地，Ti含量为0.01～0.20％。
钴(Co)：非碳化物形成元素，增加C在基体中的固溶度。虽然不参与形成合金碳化物，但会影响合金元素在不同物相中的重新分配，进而影响合金碳化物的析出和长大过程：回火初期，Co促进Fe元素富集于碳化物，有利于降低碳化物形核势垒，促进碳化物析出；回火后期，Co促进Cr、V元素富集于碳化物，在一定程度上降低了碳化物长大速率，抑制了碳化物粗化，使钢具有更高的韧性，并减少对冲击的敏感性能。故在此发明中加入以提高综合性能。Co能增加C在奥氏体中的扩散速度，从而加速相变过程，含量过多会降低钢的淬透性，因此含量控制在0.01～0.1％。Co与Cr和V配合，获得细碳化物。同时适量Co加入，可使含碳量大于0.1％的条件下，-20℃冲击吸收功Akv≥230J，103s-1应变率条件下强塑积≥60GPa％。
本发明所述方法中：
冶炼和真空处理：目的是确保钢液的基本成分和合金元素的要求，去除钢中的氧、氢等有害气体。
铸造：保证铸坯内部成分均匀和表面质量良好。
加热和轧制：一方面获得均匀的奥氏体化组织，另一方面使Nb、V、Ti等合金元素的化合物部分溶解。
快速冷却：在快速冷却过程中，大部分的合金元素被固溶到贝氏体中。
回火：回火有助于消除淬火时产生的内应力以及消除贝氏体板条内或之间的微裂纹，提高强塑性、韧性和抗高速冲击能力。
当终轧温度为860～900℃时，碳充分溶于奥氏体中，淬火后，由于Co的存在，增大了贝氏体铁素体中的平衡碳含量，析出少量来不及长大的碳化物，450～600℃温度区间的回火过程，Co促进碳化物形核，又由于Co与Cr、V的相互作用，控制了碳化物尺寸，于是获得更加细小弥散的纳米级碳化物。
本发明通过合适的成分设计、加热、控制轧制、轧后快速冷却和回火，使钢板实现细晶强化、相变强化、析出强化，提高了钢板的强度，具有很高的韧性，组织呈现为回火低碳贝氏体+弥散析出物。钢板屈服强度≥800MPa，拉伸强度≥900MPa，延伸率A≥15％，-20℃下冲击吸收功Akv≥230J，103s-1应变率条件下强塑积≥60GPa％，具有良好的抗高速强冲击能力。
附图说明
图1为实施例1所述贝氏体钢的金相组织照片。
图2为实施例2所述贝氏体钢的金相组织照片。
图3为实施例3所述贝氏体钢的金相组织照片。
图4为实施例1所述贝氏体钢在4000s-1应变率下动态压缩应力-应变曲线。
具体实施方式
下面结合实施例和对比例对本发明内容做进一步的说明。
力学性能测试试验：取标准拉伸试样和标准冲击试样，根据GB/T 228.1-2010和GB/T 229-2007，分别通过万能拉伸试验机和摆锤冲击试验机进行拉伸和冲击试验，测定了贝氏体钢的力学性能。
以下各实施例及对比例中贝氏体钢的各组分含量(质量百分数)如表2所示，此外，余量为铁及不可避免的杂质元素。
表2
C Mn Si Ni Cr Mo V Al Co Ti Nb B
实施例1 0.15 1.10 0.30 0.045 0.31 0.18 0.012 0.025 0.015 0.16 0.03 0.0015
实施例2 0.12 0.9 0.20 0.02 0.20 0.1 0.05 0.03 0.01 0.10 0.01 0.005
实施例3 0.20 1.2 0.10 0.2 0.5 0.20 0.03 0.01 0.06 0.20 0.02 0.0005
实施例4 0.30 1.4 0.5 0.1 0.42 0.15 0.005 0.05 0.1 0.01 0.06 0.003
实施例5 0.10 1.3 0.4 0.15 0.1 0.13 0.1 0.04 0.08 0.30 0.05 0.001
对比例1 0.15 1.10 0.30 0.045 0.31 0.18 0.012 0.025 / 0.16 0.03 0.0015
对比例2 0.12 0.9 0.20 0.02 / 0.1 / 0.03 / 0.10 0.01 0.005
实施例1
按照表2中本实施例的配方称量原料，冶炼后的钢水经真空脱气处理后进行连铸或模铸，模铸后经初轧成钢坯；连铸坯或钢坯于1100℃加热后在1000～1050℃的奥氏体再结晶区和880～950℃的奥氏体未再结晶区进行三道次轧制，总压下率45％。终轧温度880℃保温30min，轧制结束后水冷至室温，然后加热至600℃回火2小时，回火后空冷至室温，得到一种高强度高韧性且抗高速冲击的贝氏体钢。
所述贝氏体钢的金相组织照片如图1所示，结果表明所述钢的组织为贝氏体和弥散碳化物。
所述贝氏体钢在4000s-1应变率下动态压缩应力-应变曲线如图4所示，从图中可以得出，4000s-1应变率下动态强塑积≥60GPa％，且在测试中试样仍未断裂，证明具有良好的抗高速强冲击能力。
实施例2
按照表2中本实施例的配方称量原料，冶炼后的钢水经真空脱气处理后进行连铸或模铸，模铸后经初轧成钢坯；连铸坯或钢坯于1150℃加热后在1000～1050℃的奥氏体再结晶区和870～950℃的奥氏体未再结晶区进行三道次轧制，总压下率40％。终轧温度870℃保温20min，轧制结束后水冷至室温，然后加热至550℃回火1小时，回火后空冷至室温，得到一种高强度高韧性且抗高速冲击的贝氏体钢。
所述贝氏体钢的金相组织照片如图2所示，结果表明所述钢的组织为贝氏体和弥散碳化物。
所述贝氏体钢在4000s-1应变率下动态压缩应力-应变曲线结果表明，4000s-1应变率下动态强塑积≥60GPa％，且在测试中试样仍未断裂，证明具有良好的抗高速强冲击能力。
实施例3
按照表2中本实施例的配方称量原料，冶炼后的钢水经真空脱气处理后进行连铸或模铸，模铸后经初轧成钢坯；连铸坯或钢坯于1200℃加热后在1000～1050℃的奥氏体再结晶区和860～950℃的奥氏体未再结晶区进行三道次轧制，总压下率45％。终轧温度860℃保温15min，轧制结束后水冷至室温，然后加热至500℃回火2小时，回火后空冷至室温，得到一种高强度高韧性且抗高速冲击的贝氏体钢。
所述贝氏体钢的金相组织照片如图3所示，结果表明所述钢的组织为贝氏体和弥散碳化物。
所述贝氏体钢在4000s-1应变率下动态压缩应力-应变曲线结果表明，4000s-1应变率下动态强塑积≥60GPa％，且在测试中试样仍未断裂，证明具有良好的抗高速强冲击能力。
实施例4
按照表2中本实施例的配方称量原料，冶炼后的钢水经真空脱气处理后进行连铸或模铸，模铸后经初轧成钢坯；连铸坯或钢坯于1250℃加热后在1000～1050℃的奥氏体再结晶区和890～950℃的奥氏体未再结晶区进行四道次轧制，总压下率50％。终轧温度890℃保温35min，轧制结束后水冷至室温，然后加热至580℃回火1.5小时，回火后空冷至室温，得到一种高强度高韧性且抗高速冲击的贝氏体钢。
所述贝氏体钢的金相组织照片结果表明所述钢的组织为贝氏体和弥散碳化物。
所述贝氏体钢在4000s-1应变率下动态压缩应力-应变曲线结果表明，4000s-1应变率下动态强塑积≥60GPa％，且在测试中试样仍未断裂，证明具有良好的抗高速强冲击能力。
实施例5
按照表2中本实施例的配方称量原料，冶炼后的钢水经真空脱气处理后进行连铸或模铸，模铸后经初轧成钢坯；连铸坯或钢坯于1150℃加热后在1000～1050℃的奥氏体再结晶区和900～950℃的奥氏体未再结晶区进行四道次轧制，总压下率60％。终轧温度900℃保温45min，轧制结束后水冷至室温，然后加热至600℃回火2小时，回火后空冷至室温，得到一种高强度高韧性且抗高速冲击的贝氏体钢。
所述贝氏体钢的金相组织照片结果表明所述钢的组织为贝氏体和弥散碳化物。
所述贝氏体钢在4000s-1应变率下动态压缩应力-应变曲线结果表明，4000s-1应变率下动态强塑积≥60GPa％，且在测试中试样仍未断裂，证明具有良好的抗高速强冲击能力。
对比例1
本对比例制备方法同实施例1，区别在于，本对比例中不含Co。
对比例2
本对比例制备方法同实施例2，区别在于，本对比例中不含Co以及可以和Co相互作用形成纳米级碳化物的Cr、V元素。
实施例和对比例中所述贝氏体钢的力学性能结果如表3所示。
表3
<u></u> <u>抗拉强度MPa</u> <u>屈服强度Mpa</u> <u>延伸率％</u> <u>Akv(-20℃)J</u>
<u>实施例1</u> <u>930</u> <u>820</u> <u>18</u> <u>237</u>
<u>实施例2</u> <u>910</u> <u>810</u> <u>16</u> <u>233</u>
<u>实施例3</u> <u>920</u> <u>815</u> <u>17</u> <u>234</u>
<u>实施例4</u> <u>905</u> <u>800</u> <u>16</u> <u>230</u>
<u>实施例5</u> <u>900</u> <u>803</u> <u>16</u> <u>231</u>
<u>对比例1</u> <u>927</u> <u>820</u> <u>14</u> <u>180</u>
<u>对比例2</u> <u>860</u> <u>750</u> <u>16</u> <u>180</u>
对比例1和实施例1相比唯一的区别在于对比例1成分中不含重要元素Co。Co的原子半径大于Fe，Co原子置换晶格中的Fe原子从而增大了晶格间隙，提高基体的溶碳能力，在增加含碳量以提高钢强度的目的下，避免了因过多粗大碳化物析出从而导致的钢的韧性的降低。因此实施例1在强度与对比例1基本相同的前提下，韧性高于对比例1。
对比例2和实施例2相比区别在于对比例2中不含Co、Cr、V元素。Cr、V可以和Co相互作用形成纳米级碳化物，Co自身又能提高钢韧性，因此不含这三种元素的对比例2的强度和韧性均低于实施例2。
本发明所述的一种高强度高韧性贝氏体钢的屈服强度ReL≥800MPa，抗拉强度Rm≥900MPa，延伸率A≥15％，-20℃冲击吸收功Akv≥230J，103s-1应变率条件下强塑积≥60GPa％，具有高强度、高韧性和高塑性的良好匹配的同时，兼具良好的抗高速冲击能力。满足了相关行业对高强度高韧性钢板的较高要求。产品适用于桥梁、汽车、船舶等行业，特别是汽车防撞架结构用钢，具有广泛的应用价值和市场前景。
综上所述，发明包括但不限于以上实施例，凡是在本发明的精神和原则之下进行的任何等同替换或局部改进，都将视为在本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种高强度高韧性且抗高速冲击的贝氏体钢，其特征在于：以所述钢的总质量为100％计，所述钢的化学成分质量百分比为：C：0.1～0.3％，Si：0.10～0.50％，Mn：0.9～1.4％，Cr：0.1～0.5％，Mo：0.1～0.2％，Ni：0.02～0.20％，Al：0.01～0.05％，Co：0.01～0.10％，Nb≤0.060％，Ti≤0.30％，V：0.005～0.10％，B：0.0005～0.005％，余量为铁和不可避免的杂质。
2.如权利要求1所述的一种高强度高韧性且抗高速冲击的贝氏体钢，其特征在于：所述V、Ti和Nb的总质量百分比为0.01～0.4％。
3.如权利要求1所述的一种高强度高韧性且抗高速冲击的贝氏体钢，其特征在于：所述C的质量百分比为0.12～0.20％。
4.如权利要求1所述的一种高强度高韧性且抗高速冲击的贝氏体钢，其特征在于：所述Mn的质量百分比为1.0～1.2％。
5.如权利要求1所述的一种高强度高韧性且抗高速冲击的贝氏体钢，其特征在于：所述Si的质量百分比为0.1～0.35％。
6.如权利要求1所述的一种高强度高韧性且抗高速冲击的贝氏体钢，其特征在于：所述B的质量百分比为0.001～0.002％。
7.一种如权利要求1～6任意一项所述的高强度高韧性且抗高速冲击的贝氏体钢的制备方法，其特征在于：所述方法包括以下步骤：
(1)按照所述贝氏体钢的化学成分称量原料，冶炼钢水，真空脱气处理后进行铸造，得到铸坯；
(2)铸坯于1100～1250℃加热后在1000～1050℃的奥氏体再结晶区和860～950℃的奥氏体未再结晶区共进行三道次以上轧制，总压下率≥40％，终轧温度≥860℃，保温15～45min；
(3)轧制结束后水冷至室温；
(4)加热至450～600℃回火1～2h，出炉空冷，得到一种高强度高韧性且抗高速冲击的贝氏体钢。
8.如权利要求7所述的一种高强度高韧性且抗高速冲击的贝氏体钢的制备方法，其特征在于：步骤(1)中采用连铸进行铸造。
9.如权利要求7所述的一种高强度高韧性且抗高速冲击的贝氏体钢的制备方法，其特征在于：步骤(1)中采用模铸进行铸造，模铸后经初轧得到铸坯。
10.如权利要求7所述的一种高强度高韧性且抗高速冲击的贝氏体钢的制备方法，其特征在于：步骤(2)中终轧温度为860～900℃。
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