CN102112644A - 贝氏体钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种超级贝氏体钢，所述超级贝氏体钢包含了90％～50％的贝氏体，剩余的是奥氏体，其中过量的碳以超过平衡浓度的浓度保留在贝氏体铁素体中；也有部分碳分配至残余奥氏体中。此类贝氏体钢具有非常细的贝氏体薄片(厚度为100nm以下)。本说明书中使用术语“超级贝氏体钢”来描述此类钢。特别地，本发明讨论了改变锰含量对获得较快的转变时间的影响，并由此在不存在贵合金材料的情况下实现较低的制造成本。在本发明的一个实施方式中，按重量百分比计，超级贝氏体钢包含：碳0.6％～1.1％，硅1.5％～2.0％，锰0.5％～1.8％，镍至多为3％，铬1.0％～1.5％，钼0.2％～0.5％，钒0.1％～0.2％，除偶存杂质之外余量的铁。特别地，注意到在锰含量为约1重量％时获得了优异的性能。本发明讨论了用于制造所述超级贝氏体钢的各种方法，但是一个特别有用的方法包括以下步骤：使所述钢从奥氏体得到足够快速的冷却，从而避免转变成珠光体；使所述钢在190℃～2500℃的温度转变为贝氏体。本发明讨论了改变相变温度对硬度的影响，并断定本发明可以提供非常硬的钢(＞630HV)。还注意到，在最终转变成超级贝氏体钢之前，可以生产出适当的珠光体以用于进行切割、开孔和成型。

Description

贝氏体钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及贝氏体钢及其制造方法。本发明虽然特别涉及适合用作装甲的钢，但并不限于此类钢。本发明还涉及可随后被加工成贝氏体钢的相变微结构(transition microstructure)。

背景技术

主要为贝氏体的钢通常是具有至少50％贝氏体的铁素体结构的钢。将贝氏体分为两类：上贝氏体和下贝氏体。

上贝氏体在贝氏体铁素体晶粒内不含碳化物析出物，但在晶界处可具有析出的碳化物。

下贝氏体在贝氏体铁素体晶粒内部具有的析出碳化物与晶界成特征角。晶界处也可以存在析出的碳化物。

最近描述了不含碳化物的贝氏体，该贝氏体中包含了90％～50％的贝氏体，剩余的是奥氏体，其中过量的碳以超过平衡浓度的浓度保留在贝氏体铁素体内；也有部分碳分配至残余奥氏体中。此类贝氏体钢具有非常细的贝氏体薄片(bainite platelet)(厚度为100nm以下)。本说明书中使用术语“超级贝氏体钢”来描述此类钢。

2001年2月15日的WO 01/011096A(英国国防部)描述并请求保护一种主要为贝氏体的钢。尽管这种材料与其它已知的硬装甲钢相比具有较低的合金成本，但是制造包括长时间的加热，特别是在向贝氏体的转变中包括长时间的加热，导致较高的能量成本和较长的生产时间。还极其难以对该贝氏体钢进行机加工、开孔和成型。因此其工业应用受限。

日本专利申请JP05-320740A描述了一种含碳化物的下贝氏体钢。

发明内容

本发明提供了一种可相对经济地进行制造的超级贝氏体钢。本文中还描述了能够使制造过程中的机加工、开孔和成型更为容易的制造方法。

在本发明中，以重量百分比计，超级贝氏体钢包含以下成分：

碳0.6％～1.1％；

锰0.3％～1.8％；

镍至多为3％；

铬0.5％～1.5％；

钼至多为0.5％；

钒至多为0.2％；

和对于使贝氏体基本上不含碳化物而言足量的硅和/或铝；

以及除偶存杂质之外余量的铁。

此类钢可以非常硬，可为550HV～750HV。

出于成本原因并为了方便制造，相对于铝更优选硅，因此对于装甲钢而言，通常不会使用铝。实际上最小的硅含量为0.5重量％，并不应超过2重量％。过量的硅使得过程难以控制。

所述超级贝氏体钢的一些其它成分的优选范围以重量百分比计为：

锰0.5％～1.5％；

铬1.0％～1.5％；

钼0.2％～0.5％；

钒0.1％～0.2％。

钼的存在减缓了珠光体转变。因此，由于降低了向珠光体转变的风险，它使得最终向贝氏体的转变更为容易。钒的存在提高了韧性。

通过改变锰含量，发现可以改变向贝氏体相变(transition)的速率，锰含量越高则相变越慢。但是，从实践的观点来看，发现约1重量％的锰含量在相变速度(由此而得的较低能量成本)和控制过程的能力之间提供了合理的折衷。实际上，即使旨在达到1重量％，锰含量也将在约0.9％～1.1％之间变化，因此，在本发明的上下文中，单词“约”表示所提出数字有±10％的可能变化。

已经发现，使用优选范围内的成分制得的超级贝氏体钢具有极细的贝氏体薄片(薄片厚度平均为40nm以下，通常大于20nm厚)，其硬度为630HV以上。

此处描述的超级贝氏体钢基本上不含有块状奥氏体。

在本发明的另一方面中，超级贝氏体钢的制造方法包括以下步骤：

使具有如前述段落中所表征组成的钢从高于其奥氏体相变温度的温度冷却至高于其马氏体初始温度但低于贝氏体初始温度的温度，其冷却速度足够快以避免形成珠光体；

使所述钢保持在上述范围内的温度至多1周。

可包括额外的步骤：

最初将具有如前述段落中所表征的组成的钢冷却成全珠光体状态；

将所述钢重新加热至全奥氏体状态；

然后如前述段落所述，使所述钢进行冷却和转变。

所述马氏体初始温度随精确的合金组成而显著不同。以下描述的附图中示出了若干组成的示意性实例。事实上，所述转变温度将高于190℃，从而确保转变适度快速地进行。

可包括额外的步骤：

将处于其珠光体形式的钢重新加热，以使其奥氏体化，并且

使所述钢能够再次足够缓慢地冷却成全珠光体相。

可重复进行该步骤。

另一可能的步骤是对处于其珠光体形式的钢进行退火。此步骤最好作为最终奥氏体化和后续的转变步骤之前的步骤而完成。

通常，实践中在进行珠光体形成步骤时，将使所述钢达到环境温度。

前述段落中所述过程的一个特征是可以较为容易地对作为珠光体的钢进行机加工、开孔和成型。处于其珠光体形式的钢合金是一种可以自身名义出售的有用的商业产品。在出售之前可以对其进行切割、机加工、开孔或成型，而购买者只需进行最终的奥氏体化和转变步骤，或者制造商可以进行机加工、开孔或成型，而留给购买者采取最终步骤来将所述钢转变成超级贝氏体钢。

所述钢可以在处于奥氏体相时进行热轧。

通常，在转变成超级贝氏体钢之前将以此方法制得的轧制钢切割成长段。

已经发现，向超级贝氏体钢的转变最好进行8小时～3天，但是最为经济的是进行约8小时。如果转变步骤在220℃～260℃的温度范围内且理想的是在250℃进行，则会在经济的制造和硬度之间获得良好的折衷。

如果所述钢为厚板(大于8mm厚)，则当钢达到贝氏体转变温度时钢内部的温度分布可能是不均匀的。特别地，所述板中心处的温度可能保持在所需的转变温度之上，结果获得了不均匀的转变性能。为了克服这一点，在重新开始冷却至贝氏体转变温度范围内之前，将所述钢从其奥氏体化温度冷却至比贝氏体转变的起始温度稍高的温度，并保持高于贝氏体转变的起始温度直至所述钢的温度基本上均匀。

要注意的是，本发明的超级贝氏体钢的转变步骤占用的时间比WO01/011096中所述的时间短的多，并且消耗的能量显著降低。

在如上所述制造超级贝氏体钢并且转变温度不超过250℃的情况下，所得的超级贝氏体钢具有60体积％～80体积％溶有过量碳的贝氏体铁素体。剩余物基本上是富含碳的奥氏体相钢。由此制得的超级贝氏体钢非常硬，具有较高的防弹性而且特别适合用作装甲钢。该超级贝氏体钢没有成块的奥氏体。

对不同的贝氏体钢进行比较性测试。表1中给出了出于描述性目的使用的钢的组成(见附页)。

实施例1和2为根据WO01/011096制得的钢。实施例3为本发明的钢。使用高纯度原料将该合金制备为50kg真空感应熔制锭(150mm×150mm×450mm)。浇铸后，使锭在1200℃进行均质化48小时、炉冷、裁切并切割为150mm厚的方块。这些方块随后通过1000℃进行热锻而减少至60mm的厚度，并立即在同一温度下进行热轧从而生产厚度为25mm的500mm×200mm板材。全部板材均从1000℃进行炉冷。在这种条件下，板材表现出的硬度为450HV～550HV。

在650℃使板材软化，并进行炉冷以使其硬度减少至低于300HV。这使得能够使用常规的机加工作业制备测试材料，从而无需使用高硬度钢所需的专门技术。

从各个板材的中心区域中取出若干个10mm立方的材料。这些样品在1000℃进行奥氏体化1小时，然后在空气循环烘箱中在200℃～250℃进行至多为400小时的贝氏体转变热处理，随后进行空气冷却。将样品切为两半，进行固定(mount)、磨光和抛光至1微米的成品(finish)并进行硬度测试。使用采用了锥形压头和30kg载荷的维氏硬度测试计测定硬度。在各个样品的中心区域中打出10个凹痕，并取平均硬度值为指示值。

从各个软化板材中取出试样坯(specimen blank)，在1000℃进行奥氏体化，并在200℃～250℃进行不同时间的硬化，根据上述硬度试验，由此认为奥氏体向贝氏体的转变已经停止。根据相关的英国标准使用5mm直径的试样进行拉伸测试。使用高度、直径均为6mm的试样在应变速率为10^-3·s^-1进行压缩测试。在300J Charpy测试机上进行使用标准V型缺口Charpy试样的冲击测试。全部测试均在室温进行，并将冲击和拉伸结果表示为三次测试的平均值。

测量了硬度随转变温度的变化。实施例1表现出明显的硬化。在200℃的110小时后观察到最低硬度为600HV，该硬度与通过X射线试验测定的贝氏体转变的开始一致。再经过100小时后，硬度值随后升高至640HV，这标志着贝氏体形成的结束，而且在总共400小时后，硬度值缓慢增加至660HV。

虽然将转变温度提高至225℃或250℃会使实施例1中的贝氏体转变时间分别减少至100小时和50小时，但是观察到这伴随着硬度的降低。

实施例2与实施例1相似，但是添加了钴和铝；其也表现出明显的硬化。在200℃达到650HV的硬度所需的时间从400小时减少至200小时。较高的温度同样与较短的转变时间有关，在250℃的24小时后获得了575HV的硬度，相反在实施例1中获得这一硬度要48小时。虽然使用钴和铝成功地减少了热处理的时间，但是钴和铝较高的价格和加工含铝钢合金的难度一起使得实施例2在商业上不具有吸引力。

实施例3，即本发明主题的超级贝氏体钢表现出比实施例1或2更高的硬度。在200℃下于24小时后获得了690HV的硬度，相比之下，实施例1和2中在200小时～400小时后获得的硬度为650HV～660HV。转变温度为250℃时，在仅仅8小时后记录到630HV的硬度，而实施例1和2即使在几百小时后也未能达到600HV。

表2(见附页)中示出了在200℃～250℃进行与贝氏体转变的结束有关的不同时间的硬化后实施例1、2和3的拉伸性能。该表显示，各个合金的极限强度(proof strength)随转变温度的升高而缓慢下降。还在拉伸强度中观察到类似的下降，例外的是在250℃进行8小时转变的实施例3。然而，在250℃进行转变的合金的拉伸延性是在200℃进行热处理的材料拉伸延性的2至3倍。

测试表明，在200℃进行转变的材料表现出最高水平的硬度。在250℃向超级贝氏体钢转变在实践中是恰当的，因为这有助于更快的形成延展性更高的材料，而不会引起强度明显地降低。该方法的益处在于250℃进行处理的本发明主题的实施例3C中最为明显，由于其延展性较高，该实施例能够加工硬化至2098Mpa的拉伸强度，即所有已研究的合金中的最高拉伸强度。

实施例1、2和3的冲击性能表明，全部实施例均表现出室温Charpy冲击能量的较低值，即4焦耳～7焦耳。

使用本发明的方法制得的材料能够形成高体积分数的超细、间隙性硬化的贝氏体钢，这使得所述材料能够表现出与强度较高的马氏体时效钢的强度相当的强度水平，同时有相对较低的能量消耗。另外，与马氏体时效钢(＜75％Fe)不同，本发明的材料能够在不使用较高水平的贵合金元素的情况下实现这一点。

附图说明

将参照附图进一步说明本发明，所述附图中：

图1A示出了PCT专利申请WO2001/11096中描述的制造过程；

图1B示出了本发明使用的一种制造过程；

图1C示出了本发明使用的一种替代性制造过程；

图2示出了本发明的优选钢的温度/时间/转变图，其示出了改变锰含量的影响；应注意的是，确切的图会根据钢的组成而改变；

图3示出了本发明具有1％锰的优选钢的温度/时间/转变图，其示出了改变碳含量的影响；应注意的是，确切的图会根据钢的确切组成而改变；

图4示出了本发明具有1％锰的优选钢的温度/时间/转变图，其示出了改变铬含量的影响；应注意的是，确切的图会根据钢的确切组成而改变。

具体实施方式

在图1A中，使材料在高于1150℃进行均质化，并经空气冷却至190℃～250℃的温度。示出的样品必须是具有较高表面积的小样品。然后对样品重新加热，从而在900℃～1000℃使其奥氏体化。这可以在约30分钟内完成。然后将其炉冷至190℃～260℃的温度，并在该温度下保持1～3周的时间，但是如果将其保持在300℃的温度时，则最长时间降低至2周。

图1B示出了本发明材料的制造过程，所述材料将在约2℃/分钟的相对较慢的冷却过程下转变为珠光体。然而，据认为这并非缓慢的过程，而是钢厂中容易经济地实现的过程。通常，在该生产过程中，所述钢能够从高温(高于其奥氏体相变温度)冷却为通常堆叠着的较大厚板。冷却速率通常为约2℃/分钟，该速率足够缓慢，从而能够形成全珠光体相。然后将板材再次加热至高于850℃，以使其奥氏体化。在本实施例中，使热材料经过轧机来形成带钢，在该实施例中，所述带钢为6mm～8mm厚并成卷带。显然，为了满足客户的需求，该厚度可以大于或小于给出的范围。该卷带(coil)的热容量充分限制了冷却速率，从而确保在材料冷却至环境温度(这种情况下为室温)(RT)时再次形成珠光体。这可通过使成卷带钢在空气中自然冷却例如48小时而方便地实现。在这一阶段，所述卷带可以进行去卷带化(de-coiled)并切割成板材，或者在使其冷却至环境温度之前进行重新加热以使其退火。一旦回到环境温度(本实施例中为室温)(图1B中的RT)，可以在进行最终的奥氏体化和贝氏体转变步骤之前对其进行切割和机加工、开孔和成型。在这一阶段，其为单独的工件，并在该奥氏体化后更为快速地冷却，从而避免经过珠光体相。一旦其到达了190℃～260℃的温度，将其保持在该温度，以使贝氏体转变步骤得以完成。所需的确切贝氏体转变时间取决于钢的锰含量，锰含量越低，则所需的转变时间越短。含有约1％锰的优选材料可以在8小时内转变。

在图1C中，在从热熔体浇铸后立即，或者可能在加热至奥氏体相以便进行均匀化或形变后，使钢在处于奥氏体相时进行热轧。然后可以将钢切割成板材。可以对板材进行空气冷却。冷却的速率使得板材将在适当的时间点达到转变温度，从而能够转变至超级贝氏体钢。这可在其它适宜环境的温度受控的空气循环炉中进行。

图2示出了本发明的超级贝氏体钢的温度/时间/转变图，其示出了改变锰含量的效果。

曲线2示出了薄板(通常为6mm～8mm厚)从奥氏体向贝氏体的最终转变。此处通过分开板材而对各个板材进行空冷；冷却速率通常为例如80℃/分钟。这样避免了向珠光体的转变。必要时应相应地控制冷却速率。直线10示出了0.5重量％锰的贝氏体相变，直线12示出了1.0重量％锰的贝氏体相变，且直线14示出了1.5重量％锰的贝氏体相变。淬火会使材料转变为马氏体，直线20、22和24分别示出了0.5重量％、1.0重量％和1.5重量％锰的马氏体初始温度。未将转变温度保持在曲线10、12或14表示的适宜范围内持续足够的时间可能会有部分转变为马氏体的风险。曲线30(0.5重量％锰)、32(1重量％锰)和34(1.5重量％锰)表示在该过程的最终转变阶段中要避免的向珠光体的转变。贝氏体初始温度为在高于该温度时不会形成贝氏体的温度。在图2中，对于贝氏体曲线10、12和14而言，贝氏体初始温度由各个曲线的最上方的平坦部分表示。

随着板材厚度的增大，板材中心处较慢的冷却使得在中心处形成部分珠光体相并获得均匀性较差的结构的可能性变大。这可以通过遵循诸如标记为3(其对应于本发明的1重量％锰钢)的冷却曲线而避免。在这种情况中将温度降低至稍高于贝氏体相变初始温度12的标记为4A的温度，并保持稍高于该相变温度直至板材内的温度均匀。在该节点(4B)处将温度降低至转变范围内的节点5，并保持在该范围内，以能够发生向贝氏体的转变。

在图3中，直线60示出了0.6重量％碳的贝氏体温度/时间/相变曲线，直线62示出了0.7重量％碳的贝氏体温度/时间/相变曲线，且直线64示出了0.8重量％碳的贝氏体温度/时间/相变曲线。淬火会使材料转变为马氏体。直线50、52和54分别示出了0.6重量％、0.7重量％和0.8重量％碳的相变温度。类似地，未将转变温度保持在曲线60、62或64表示的适宜范围内维持足够的时间会有部分转变为马氏体的风险。曲线70、72和74分别示出了碳含量为0.6重量％、0.7重量％和0.8重量％的珠光体相变。贝氏体初始温度为在高于该温度时不会形成贝氏体的温度。在图3中，对于贝氏体曲线60、62和64而言，贝氏体初始温度由各个曲线的最上方的平坦部分表示。

类似地，图4示出了0.5重量％铬的贝氏体温度/时间/相变曲线(直线90)，1.0重量％铬的贝氏体温度/时间/相变曲线(直线92)，和1.5重量％铬的贝氏体温度/时间/相变曲线(直线94)。淬火会使材料转变为马氏体。直线80、82和94分别示出了0.5重量％、1.0重量％和1.5重量％铬的相变温度。未将转变温度保持在曲线90、92或94表示的适宜范围内维持足够的时间会有部分转变为马氏体的风险。曲线100、102和104分别示出了铬含量为0.5重量％、1.0重量％和1.5重量％的珠光体相变。贝氏体初始温度为在高于该温度时不会形成贝氏体的温度。在图4中，对于贝氏体曲线90、92和94而言，贝氏体初始温度由各个曲线的最上方的平坦部分表示。

表1实施例1、2和3的组成(重量％)

合金	C	Si	Mn	Cr	Mo	Al	Co	V	P	S	Fe
												实施例1	0.80	1.60	1.99	1.29	0.25	-	-	0.1	＜.005	＜.01	～94
实施例2	0.82	1.55	2.01	1.01	0.25	1.03	1.51	0.1	＜.005	＜.01	～92
												实施例3	0.79	1.55	1.00	1.01	0.25			0.1	＜.005	＜.01	～94.5

表2实施例1、2和3的机械性能

表中：

PS为弹性极限应力(Proof Stress)；

UTS为极限拉伸强度；

El为伸长率；

RA为断面收缩率；

HV是维氏硬度；

Charpy数基于10mm×10mm的试样(需注意的是，与通常使用10mm×10mm的Charpy数相比，在一些文章中引用了使用5mm×5mm试样的数据)。

在表2的实施例中，后缀字母表示实施例1、2和3中经历了所示不同转变温度的不同试样。

权利要求书(按照条约第19条的修改)

1.超级贝氏体钢，按重量百分比计，所述超级贝氏体钢包含：碳0.6％～1.1％，锰0.5％～1.8％，镍至多为3％，铬0.5％～1.5％，钼至多为0.5％，钒至多为0.2％，硅0.5％～2％，以及除偶存杂质之外余量的铁。

2.如权利要求1或2所述的超级贝氏体钢，其特征在于：所述锰含量为约1.5重量％以下。

3.如权利要求1或2所述的超级贝氏体钢，其特征在于：所述铬含量为1.0重量％～1.5重量％。

4.如权利要求1或3所述的超级贝氏体钢，其特征在于：所述钼含量为0.2重量％～0.5重量％。

5.如前述权利要求中任一项所述的超级贝氏体钢，其特征在于：所述钒含量为0.1重量％～0.2重量％。

6.如前述权利要求中任一项所述的超级贝氏体钢，其特征在于：所述锰含量为约1重量％。

7.如前述权利要求中任一项所述的超级贝氏体钢，所述超级贝氏体钢的平均贝氏体薄片厚度低于40nm。

8.如前述权利要求中任一项所述的超级贝氏体钢，所述超级贝氏体钢的硬度为630HV以上。

9.一种超级贝氏体钢的制造方法，所述方法包括转变为贝氏体的步骤，其通过如下实现：使具有如权利要求1～6中任一项所述组成的钢从高于其奥氏体相变温度的温度冷却至高于其马氏体初始温度但低于贝氏体初始温度的转变温度，其冷却速度足够快以避免形成珠光体，且其特征在于所述转变温度为300℃以下，并使所述钢在该温度范围保持至多1周。

10.如权利要求9所述的制造方法，所述方法在转变为贝氏体前包括以下步骤：使所述钢冷却成全珠光体状态，并使所述钢重新加热至奥氏体状态。

11.一种制造方法，其中，在使所述钢转变成贝氏体前，重复进行权利要求10的步骤一次或多于一次。

12.如权利要求10或11所述的方法，其中，所述钢在转变为贝氏体前进行退火。

13.如权利要求10～12中任一项所述的方法，其中，使所述钢以其珠光体形式冷却至环境温度。

14.如权利要求10～13中任一项所述的方法，所述方法包括以下步骤：对所述钢珠光体进行切割、开孔、成型。

15.如权利要求9～14中任一项所述的方法，其中，所述转变温度为190℃以上。

16.如权利要求9～13中任一项所述的方法，其中，对所述钢合金在处于奥氏体相时进行热轧。

17.如权利要求16的方法，其中，在转变成贝氏体前将所述轧制钢切割成长段。

18.如权利要求9～16中任一项所述的方法，其中，所述转变时间为约8小时～3天。

19.如权利要求9～16中任一项所述的方法，其中，所述转变时间为约8小时。

20.如权利要求9～16中任一项所述的方法，其中，转变温度为220℃～260℃。

21.如权利要求20的方法，其中转变温度为250℃。

Claims (26)

1.超级贝氏体钢，按重量百分比计，所述超级贝氏体钢包含：碳0.6％～1.1％，锰0.3％～1.8％，镍至多为3％，铬0.5％～1.5％，钼至多为0.5％，钒至多为0.2％，对于使贝氏体基本上不含碳化物而言足量的硅和/或铝，以及除偶存杂质之外余量的铁。

2.如权利要求1所述的超级贝氏体钢，所述超级贝氏体钢含有的硅含量为约0.5重量％～约2重量％，并且不含铝。

3.如权利要求1或2所述的超级贝氏体钢，其特征在于：所述锰含量为约0.5重量％～约1.5重量％。

4.如前述权利要求中任一项所述的超级贝氏体钢，其特征在于：所述铬含量为约1.0重量％～约1.5重量％。

5.如前述权利要求中任一项所述的超级贝氏体钢，其特征在于：所述钼含量为约0.2重量％～约0.5重量％。

6.如前述权利要求中任一项所述的超级贝氏体钢，其特征在于：所述钒含量为约0.1重量％～约0.2重量％。

7.如前述权利要求中任一项所述的超级贝氏体钢，其特征在于：所述锰含量为约1重量％。

8.如前述权利要求中任一项所述的超级贝氏体钢，所述超级贝氏体钢的平均贝氏体薄片厚度低于40nm。

9.如前述权利要求中任一项所述的超级贝氏体钢，所述超级贝氏体钢的硬度为630HV以上。

10.一种超级贝氏体钢的制造方法，所述方法包括转变为贝氏体的步骤，其通过如下实现：使具有如权利要求1～7中任一项所述组成的钢从高于其奥氏体相变温度的温度冷却至高于其马氏体初始温度但低于贝氏体初始温度的温度，其冷却速度足够快以避免形成珠光体，并使所述钢在该温度范围保持至多1周。

11.如权利要求10所述的制造方法，所述方法在转变为贝氏体前包括以下步骤：使所述钢冷却成全珠光体状态，并将所述钢重新加热至奥氏体状态。

12.一种制造方法，其中，在使所述钢转变成贝氏体前，重复进行权利要求11的步骤一次或多于一次。

13.如权利要求11或12所述的方法，其中，使所述钢在转变为贝氏体前进行退火。

14.如权利要求11～13中任一项所述的方法，其中，使所述钢以其珠光体形式冷却至环境温度。

15.如权利要求11～14中任一项所述的方法，所述方法包括以下步骤：对珠光体形式的所述钢进行切割、开孔、成型或类似地成形。

16.如权利要求10～15中任一项所述的方法，其中，所述贝氏体转变温度为190℃以上。

17.如权利要求10～16中任一项所述的方法，其中，对所述钢合金在处于奥氏体相时进行热轧。

18.如权利要求17的方法，其中，在转变成贝氏体前将所述轧制钢切割成长段。

19.如权利要求10～17中任一项所述的方法，其中，向贝氏体的转变进行约8小时～3天。

20.如权利要求10～17中任一项所述的方法，其中，向贝氏体的转变进行约8小时。

21.如权利要求10～20中任一项所述的方法，其中，转变在220℃～260℃的温度范围内进行。

22.如权利要求21的方法，其中转变在250℃进行。

23.如权利要求10～22中任一项所述的方法，其中，在重新开始冷却至所述转变温度范围内之前，将所述钢从奥氏体相冷却至比贝氏体转变的起始温度稍高的温度，并保持高于贝氏体转变的所述起始温度直至所述钢的温度基本上均匀。

24.一种珠光体，所述珠光体包含如权利要求1～7中任一项所述的钢组成。

25.基本上如前文所述的超级贝氏体钢。

26.一种钢的制造方法，所述方法基本上如前文参照附图所述。

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