CN117070841A - 一种快速完成相变的超细贝氏体耐磨钢及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及有色金属合金技术领域，具体为一种快速完成相变的超细贝氏体耐磨钢及其制备方法，其中一种快速完成相变的超细贝氏体耐磨钢，包含以下重量百分数组分：C：0.20～0.30％，Si：1.15～1.35％，Mn：0.85～1.05％，Cr：0.95～1.24％，Ni：1.05～1.18％，Al：0.80～1.20％，其余为Fe及不可避免的杂质。制备方法包括S1熔炼浇铸；S2热轧；S3二次温轧；S4低温相变；S5高温相变。本发明解决了现有超细贝氏体制备工艺中等温相变时间过长，不利于工业化生产的技术问题。
Description
技术领域
本发明涉及合金的生产制造技术领域，具体为一种快速完成相变的超细贝氏体耐磨钢及其制备方法。
背景技术
近年来，超细贝氏体因其良好的高强度高韧性特质，因此常被用作耐磨材料使用，受到了研究者的广泛关注和工业应用。然而，超细贝氏体钢在制备需要在相对低的贝氏体相变温度区域内等温相变，所需时间长达数10小时，制约了其规模化生产和应用。因此，缩短等温相变的时间，加速贝氏体的相变过程，是解决超细贝氏体钢产业化生产的关键。
现有技术中如公开号为CN110527794A的中国专利提供了一种微纳结构贝氏体钢的热处理方法，其通过控制碳和硅的含量，并辅助以多步等温的技术工艺，实现了缩短贝氏体钢热处理周期并能细化块状残留奥氏体，提高了贝氏体钢的性能。
但是虽然上述现有技术已经将贝氏体钢的热处理周期缩短为几个小时内，但是在工业生产中仍然存在生产时间过长，不利于贝氏体钢的工业化生产和大规模的应用。
发明内容
本发明提供一种快速完成相变的超细贝氏体耐磨钢及其制备方法，用于解决现有超细贝氏体制备工艺中等温相变时间过长，不利于工业化生产的技术问题。
本申请提供如下技术方案，一种快速完成相变的超细贝氏体耐磨钢，包含以下重量百分数组分：C：0.20～0.30％，Si：1.15～1.35％，Mn：0.85～1.05％，Cr：0.95～1.24％，Ni：1.05～1.18％，Al：0.80～1.20％，其余为Fe及不可避免的杂质。
本申请还包括一种快速完成相变的超细贝氏体耐磨钢的制备方法，包括以下步骤：
S1熔炼浇铸：按照贝氏体耐磨钢件的成分设计，称取相应的原料熔炼并浇铸成钢锭；
S2热轧：将钢锭以恒定的升温速率加热到1180℃～1250℃后均匀化处理2h，之后再以恒定的速度冷却至1020～1080℃后进行多道次热轧；
S3二次温轧：将上述热轧胚以冷却至一定温度进行温轧，单次温轧压下率≥10％，温轧总变形量为20～40％。
S4低温相变：将温轧得到的轧制钢板立即投入低温盐浴炉中保温10～30分钟；
S5高温相变：将步骤S4得到的钢板立即放入高温的盐浴炉中并保温10～20分钟，保温结束后空冷至室温得到超细贝氏体耐磨钢。
本发明的原理：
本发明将经过高温均质化处理的钢坯在单相奥氏体温度区进行热轧，较低的轧制温度区间配合较大的单道次压下量，既能保证奥氏体充分再结晶，又可避免因轧制过程温度较高导致晶粒长大，还可以消除一部分铸造缺陷。
热轧结束后快速冷却至温轧温度区间是为了防止钢在冷却过程中发生其他相变，如珠光体相变。在贝氏体相变等温之前对钢坯进行温轧，可以使变形的钢中产生大量的晶体缺陷，增加钢中的位错密度，起到促进贝氏体铁素体形核的作用，显著缩短贝氏体相变的孕育期。温轧过后立马在较低的温度区间进行贝氏体等温，钢坯立马发生贝氏体相变，大量的贝氏体铁素体形核可细化贝氏体板条，使原始奥氏体晶粒被充分分割，减少产生块状残余奥氏体的概率。在低温贝氏体相变等温一段时间后将钢坯放入较高温度的盐浴炉中等温，能加快贝氏体的转变的同时不生成粗大的贝氏体，这是因为升高温度能加快碳原子的扩散速度，进而加快相变时间，同时由于第一步中产生的贝氏体分割了奥氏体晶粒，使得剩余的奥氏体形态较细限制了贝氏体的生长。
本发明的有益效果：
1.本发明在贝氏体等温中先采用多步等温工艺，先在较低温度下进行等温相变，再在较高温度下进行第二步等温，可显著缩短贝氏体相变完成时间。配合二次温轧工艺，能够增加贝氏体的形核率和长大速率，可显著缩短贝氏体相变的完成时间，使贝氏体相变完成时间从几个小时甚至十几个小时缩短至50分钟以内，能够大幅提高超细贝氏体的生产效率。
2.通过二次温轧工艺，能够增加贝氏体的形核率和长大速率，可显著缩短贝氏体相变的完成时间。同时二次温轧工艺能够细化贝氏体板条，制备出的贝氏体板条接近纳米级，使贝氏体获得大量超细贝氏体组织，充分利用细晶强化、固溶强化机制，提升了钢材的综合力学性能。
3.本发明所述方法将钢坯进行均匀化处理后在较低的轧制温度区间配合较大的道次压下量，既能保证奥氏体充分再结晶，又可避免因轧制过程温度较高导致晶粒长大。
进一步，所述一种快速完成相变的超细贝氏体耐磨钢，包含以下重量百分数组分：C：0.25％，Si：1.25％，Mn：0.96％，Cr：1.12％，Ni：1.1％，Al：1.05％，其余为Fe及不可避免的杂质。
进一步，所述一种快速完成相变的超细贝氏体耐磨钢，包含以下重量百分数组分：C：0.29％，Si：1.32％，Mn：1.03％，Cr：1.12％，Ni：1.15％，Al：1.16％，其余为Fe及不可避免的杂质。
进一步，所述一种快速完成相变的超细贝氏体耐磨钢，包含以下重量百分数组分：C：0.21％，Si：1.15％，Mn：0.88％，Cr：0.97％，Ni：1.09％，Al：0.85％，其余为Fe及不可避免的杂质。
进一步，所述S2中升温速率为65～80℃/h，冷却速度为10℃/s。
本申请中，控制升温速度和冷却速度能够保证材料在升温过程中充分预热，保证材料的受热均匀性和一致性。
进一步，所述S2中热轧次数为3～5次，单次热轧压下率≥15％，热轧总变形量为60～80％。
本申请中，单次热轧较高的变形量能够奥氏体充分再结晶，且能够避免因轧制过程温度较高导致晶粒长大。
进一步，所述S3中冷却速度≥20℃/s，温轧次数为1～2次，温轧开轧温度为400～450℃，终轧温度≥330℃。
本申请中，控制温轧温度能够有效的减少马氏体的生成和细化贝氏体晶粒。温轧温度较高，则会使贝氏体晶粒继续生长，致使贝氏体板条厚度过大，降低材料的力学性能。温轧温度较低，贝氏体相变不完全产生马氏体，降低材料的冲击韧性。
同时，较大的冷却速度能够防止在相变中发生诸如珠光相变的其他相变过程。
进一步，所述S4中低温盐浴炉温度为300±20℃。
本申请中，控制低温相变温度能够控制贝氏体晶粒尺寸和马氏体的产生。如果低温相变温度过低，会导致相变过程中发生马氏体相变，使残余奥氏体转变为马氏体，降低材料的冲击韧性。如果低温相变温度过高，产生的贝氏体晶粒粗大，导致贝氏体板条厚度变大，降低材料的强度和硬度。
进一步，所述S5中高温盐浴炉温度为400±30℃。
本申请中，控制高温相变温度能够抑制贝氏体晶粒的过渡生成。如果高温相变温度过高或过低，均会导致贝氏体晶粒过度生长，进而造成贝氏体板条厚度过大，从而会降低材料的力学性能。
附图说明
图1为本发明的工艺流程图；
图2为本发明实施例1中超细贝氏体耐磨钢的金相组织图；
图3为本发明实施例1中超细贝氏体耐磨钢的SEM(扫描电镜)图；
图4为本发明对比例1中超细贝氏体耐磨钢的金相组织图；
图5为本发明对比例2中超细贝氏体耐磨钢的金相组织图；
图6为本发明对比例3中超细贝氏体耐磨钢的金相组织图；
图7为本发明对比例4中超细贝氏体耐磨钢的SEM图；
图8为本发明对比例5中超细贝氏体耐磨钢的SEM图；
图9为本发明对比例7中超细贝氏体耐磨钢的SEM图；
图10为本发明对比例9中超细贝氏体耐磨钢的SEM图。
具体实施方式
下面通过具体实施方式进一步详细说明：
实施例1
一种快速完成相变的超细贝氏体耐磨钢，其中超细贝氏体耐磨钢化学成分质量百分比为：0.25％C，1.25％Si，0.96％Mn，1.12％Cr，1.10％Ni，1.05％Al，其余为Fe及不可避免的杂质。这种快速完成相变的超细贝氏体耐磨钢的制备工艺如图1所示，包括以下步骤：
S1熔炼浇铸：按照贝氏体耐磨钢件的成分设计，在真空感应炉中将原料熔炼将并浇铸成钢锭。
S2热轧：将钢锭以80℃/h的升温速率加热到1250℃后均匀化处理2h，之后以10℃/s的速度冷却至1120℃后进行转移。将钢锭转移至轧制工件上轧制，开轧温度为1050℃，热轧次数为4次，单次热轧压下率为17.5％。终轧温度为920℃，热轧总变形量为70％。
S3二次温轧：将上述热轧胚以30℃/s的速度冷却至500℃进行温轧。将热轧胚转移至轧制工件上轧制，开轧温度为425℃，终轧温度为340℃。期间进行两次轧制，单次热轧压下率为15％，轧制总变形量为30％。
S4低温相变：将温轧得到的轧制钢板立即放入300℃盐浴炉中保温20分钟；
S5高温相变：将步骤S4中得到的钢板立即放入400℃的盐浴炉中并保温15分钟，保温结束后空冷至室温得到超细贝氏体耐磨钢。
本实施例中超细贝氏体耐磨钢的微观结构图如附图2和3所示。
实施例2
一种快速完成相变的超细贝氏体耐磨钢，其中超细贝氏体耐磨钢化学成分质量百分比为：0.29％C，1.32％Si，1.03％Mn，1.12％Cr，1.15％Ni，1.16％Al，其余为Fe及不可避免的杂质。这种快速完成相变的超细贝氏体耐磨钢的制备工艺包括一下步骤：
S1熔炼浇铸：按照贝氏体耐磨钢件的成分设计，在真空感应炉中将原料熔炼将并浇铸成钢锭。
S2热轧：将钢锭以65℃/h的升温速率加热到1180℃后均匀化处理2h，之后以10℃/s的速度冷却至1120℃后进行转移轧制。开轧温度为1050℃，热轧次数为4次，单次热轧压下率为15％。终轧温度为920℃，热轧总变形量为60％。
S3二次温轧：将上述热轧胚以30℃/s的速度冷却至500℃进行温轧。开轧温度为425℃，终轧温度为340℃。期间进行两次轧制，单次热轧压下率为10％，轧制总变形量为20％。
S4低温相变：将温轧得到的轧制钢板立即放入280℃盐浴炉中保温20分钟；
S5高温相变：将步骤S4中得到的钢板立即放入370℃的盐浴炉中并保温15分钟，保温结束后空冷至室温得到超细贝氏体耐磨钢。
实施例3
一种快速完成相变的超细贝氏体耐磨钢，其中超细贝氏体耐磨钢化学成分质量百分比为：0.21％C，1.15％Si，0.88％Mn，0.97％Cr，1.09％Ni，0.85％Al，其余为Fe及不可避免的杂质。这种快速完成相变的超细贝氏体耐磨钢的制备工艺包括一下步骤：
S1熔炼浇铸：按照贝氏体耐磨钢件的成分设计，在真空感应炉中将原料熔炼将并浇铸成钢锭。
S2热轧：将钢锭以80℃/h的升温速率加热到1250℃后均匀化处理2h，之后以10℃/s的速度冷却至1120℃后进行转移轧制。开轧温度为1050℃，热轧次数为4次，单次热轧压下率为20％。终轧温度为920℃，热轧总变形量为80％。
S3二次温轧：将上述热轧胚以30℃/s的速度冷却至500℃进行温轧。开轧温度为425℃，终轧温度为335℃。期间进行两次轧制，单次热轧压下率为20％，轧制总变形量为40％。
S4低温相变：将温轧得到的轧制钢板立即放入320℃盐浴炉中保温20分钟；
S5高温相变：将步骤S4中得到的钢板立即放入430℃的盐浴炉中并保温15分钟，保温结束后空冷至室温得到超细贝氏体耐磨钢。
对比例1
参考附图4，本对比例与实施例1的超细贝氏体耐磨钢化学成分质量百分比相同，区别在于没有S3二次温轧的步骤，具体生产步骤为：
S1熔炼浇铸：按照贝氏体耐磨钢件的成分设计，在真空感应炉中将原料熔炼将并浇铸成钢锭。
S2热轧：将钢锭以80℃/h的升温速率加热到1250℃后均匀化处理2h，之后以10℃/s的速度冷却至1120℃后进行热轧。开轧温度为1050℃，热轧次数为4次，单次热轧压下率为17.5％。终轧温度为920℃，热轧总变形量为70％。
S3低温相变：将热轧得到的轧制钢板立即放入300℃盐浴炉中保温20分钟；
S4高温相变：将步骤S4中得到的钢板立即放入400℃的盐浴炉中并保温15分钟，保温结束后空冷至室温。
对比例2
参考附图5，本对比例与实施例1的超细贝氏体耐磨钢化学成分质量百分比相同，区别在于没有S5高温相变等温的步骤，且将S4低温相变时间提高至120分钟。具体生产步骤为：
S1熔炼浇铸：按照贝氏体耐磨钢件的成分设计，在真空感应炉中将原料熔炼将并浇铸成钢锭。
S2热轧：将钢锭以80℃/h的升温速率加热到1250℃后均匀化处理2h，之后以10℃/s的速度冷却至1120℃后进行热轧。开轧温度为1050℃，热轧次数为4次，单次热轧压下率为17.5％。终轧温度为920℃，热轧总变形量为70％。
S3二次温轧：将上述热轧胚以30℃/s的速度冷却至500℃进行温轧。开轧温度为425℃，终轧温度为340℃。期间进行两次轧制，单次热轧压下率为15％，轧制总变形量为30％。
S4低温相变：将温轧得到的轧制钢板立即放入300℃盐浴炉中保温120分钟，保温结束后空冷至室温得到超细贝氏体耐磨钢。
对比例3
参考附图6，本对比例与实施例1的超细贝氏体耐磨钢化学成分质量百分比相同，区别在于没有S4低温相变等温的步骤，且将S5高温相变时间提高至120分钟。具体生产步骤为：
S1熔炼浇铸：按照贝氏体耐磨钢件的成分设计，在真空感应炉中将原料熔炼将并浇铸成钢锭。
S2热轧：将钢锭以80℃/h的升温速率加热到1250℃后均匀化处理2h，之后以10℃/s的速度冷却至1120℃后进行转移轧制。开轧温度为1050℃，热轧次数为4次，单次热轧压下率为17.5％。终轧温度为920℃，热轧总变形量为70％。
S3二次温轧：将上述热轧胚以30℃/s的速度冷却至500℃进行温轧。开轧温度为425℃，终轧温度为340℃。期间进行两次轧制，单次热轧压下率为15％，轧制总变形量为30％。
S4高温相变：将步骤温轧后得到的钢板立即放入400℃的盐浴炉中并保温100分钟，保温结束后空冷至室温得到超细贝氏体耐磨钢。
对比例4
参考附图7，本对比例与实施例1的制备工艺完全相同，区别在于超细贝氏体耐磨钢化学成分质量不同，没有添加Al元素。具体的：0.25％C，1.25％Si，0.96％Mn，1.12％Cr，1.10％Ni，其余为Fe及不可避免的杂质。
对比例5
参考附图8，本对比例与实施例1的制备工艺完全相同，区别在于超细贝氏体耐磨钢化学成分质量百分比不同，具体的：0.25％C，1％Si，0.96％Mn，1.12％Cr，1.10％Ni，1.05％Al，其余为Fe及不可避免的杂质
对比例6
本对比例与实施例1的制备工艺完全相同，区别在于超细贝氏体耐磨钢化学成分质量百分比不同，具体的：0.25％C，1.5％Si，0.96％Mn，1.12％Cr，1.10％Ni，1.05％Al，其余为Fe及不可避免的杂质
对比例7
参考附图9，本对比例与实施例1的区别在于，S3中温轧温度为500℃。
对比例8
本对比例与实施例1的区别在于，S3中温轧温度为300℃。
对比例9
参考附图10，本对比例与实施例1的区别在于，S4中低温等温温度为230℃。
对比例10
本对比例与实施例1的区别在于，S4中低温相变温度为350℃。
对比例11
本对比例与实施例1的区别在于，S5中高温相变温度为350℃。
对比例12
本对比例与实施例1的区别在于，S5中高温相变温度为500℃。
以上实施例与对比例的各组分重量百分比及制备参数均归纳记录于表1中。
表1：实施例和对比例各组分重量百分比以及其它数据
实验例一：微观实验
本实验例用于观测上述实施例与对比例制备的超细贝氏体耐磨钢的微观组织结构。具体步骤为：用电火花线切割将样品加工成10×10×5mm，将其打磨并机械抛光后用4％的硝酸酒精溶液腐蚀15s，对其进行金相(WMJ～9590)组织观察和扫描电镜(FE～SEM,ZEISSSigma 500)观察。具体数据如下表2中所示。
表2：上述实施例和对比例制备的超细贝氏体耐磨钢的微观组织结构
实验例二：力学性能测试
本实验例用于测试上述实施例和对比例制备的超细贝氏体个的力学性能，具体步骤为：利用用电火花线切割将拉伸试样加工成标距长25mm，宽3mm，厚度1.5mm的形状，在拉伸试验机(Zwick Roell 100kN)上对其进行拉伸试验，应变速率为10-3S-1。冲击韧性的试样被加工成10×10×55mm，在摆锤式冲击韧性试验机上进行。布氏硬度由电子布氏硬度试验机获得。测试结果如下表3中所示。
表3：上述实施例和对比例制备的金属型铸造铝合金的力学性能结果
从表2和表3的数据表中可以得知，实施例1～3的显微组织为贝氏体+残余奥氏体，残余奥氏体的体积分数为13～18％，没有马氏体的存在。同时实施例1～3的贝氏体板条厚度为106～110nm，厚度接近纳米级，细小的贝氏体板条能发挥细晶强化的作用，提高钢的强度和硬度。在力学性能测试上，实施例1～3在材料强度和硬度上符合标准，在延伸率和冲击韧性上也有较佳表现。这是因为实施例1～3的微观组织中存有足够数量的薄膜状奥氏体，因此材料在变形过程中能够发生TRIP效应，提高材料的塑性和韧性。
对比例1与实施例1相比区别在于制备工艺中没有S3二次温轧的步骤，从微观组织结构能够看出，材料中有23％左右的马氏体，这是由于对比例1的贝氏体相变过程还没完成，在，后续的冷却过程中未转变的奥氏体发生马氏体相变。这部分马氏体是等温结束后冷却过程中形成的新鲜马氏体，这类马氏体硬而脆，且含有大量位错密度，会使钢的屈服强度和抗拉强度得到提升，但会显著降低钢的延伸率和冲击韧性。同时由于未进行二次温轧工序，导致贝氏体相变形核率低，利于板条长大粗化，最后测得对比例1的贝氏体板条厚度为189nm。
对比例2和对比例3与实施例1相比区别在于只进行了一步等温，从微观组织看两部分均会产生马氏体，这是因为一步等温不足以完成贝氏体相变。在力学性能上，于对比例1相似，因为马氏体的存在，使得对比例2和3在屈服强度和抗拉强度得到提升，但是材料在延伸率和冲击韧性性能上却有显著下降。
对比例4与实施例1相比，区别在于没有添加Al元素。从附图7可知，对比例4有渗碳体析出，因此降低了材料的强度和韧性。从表3的测试结果中也可得出，对比例4在强度、硬度和韧性上相较于实施例1均有一定程度的下降。
对比例5与实施例1相比，区别在于Si元素的添加量较小。从附图8可知，对比例5也有少量的渗碳体析出，因此也影响了对比例5的强度、硬度和韧性。
对比例6与实施例1相比，区别在于Si元素的添加量较高。从表2的结果可知，增加了Si元素的含量会导致贝氏体生长时晶粒过大，贝氏体板条厚度达到164nm，降低了材料的冲击韧性。
对比例7与实施例1相比，S3中温轧温度为500℃。从附图可知，对比例7的微观组织相比于实施例1更加粗大，因此对比例7在强度、硬度和韧性相比于实施例1均有一定程度的下降。
对比例8与实施例1相比，S3中温轧温度为300℃。降低了温轧温度会导致贝氏体相变不完全，生成马氏体。
对比例9与实施例1相比，S4中等温温度为230℃。由附图10可知，对比例9的微观组织中存在马氏体，原因在于第一步等温温度低于Ms点，导致马氏体的产生。因此影响了对比例9的力学性能。
对比例10与实施例1相比，S4中相变温度为350℃。从表2结果可知，提高了低温相变的温度会导致贝氏体板条厚度增大。
对比例11和对比例12与实施例1相比，改变了S5中相变温度。从测试结果可知，高温相变温度会影响贝氏体的晶粒尺寸，导致贝氏体板条厚度增大。
以上的仅是本发明的实施例，该发明不限于此实施案例涉及的领域，方案中公知的具体结构及特性等常识在此未作过多描述。应当指出，对于本领域的技术人员来说，在不脱离本发明结构的前提下，还可以作出若干变形和改进，这些也应该视为本发明的保护范围，这些都不会影响本发明实施的效果和专利的实用性。本申请要求的保护范围应当以其权利要求的内容为准，说明书中的具体实施方式等记载可以用于解释权利要求的内容。
Claims (10)
1.一种快速完成相变的超细贝氏体耐磨钢，其特征在于：包含以下重量百分数组分：C：0.20～0.30％，Si：1.15～1.35％，Mn：0.85～1.05％，Cr：0.95～1.24％，Ni：1.05～1.18％，Al：0.80～1.20％，其余为Fe及不可避免的杂质。
2.一种快速完成相变的超细贝氏体耐磨钢，其特征在于：包含以下重量百分数组分：C：0.25％，Si：1.25％，Mn：0.96％，Cr：1.12％，Ni：1.1％，Al：1.05％，其余为Fe及不可避免的杂质。
3.一种快速完成相变的超细贝氏体耐磨钢，其特征在于：包含以下重量百分数组分：C：0.29％，Si：1.32％，Mn：1.03％，Cr：1.12％，Ni：1.15％，Al：1.16％，其余为Fe及不可避免的杂质。
4.一种快速完成相变的超细贝氏体耐磨钢，其特征在于：包含以下重量百分数组分：C：0.21％，Si：1.15％，Mn：0.88％，Cr：0.97％，Ni：1.09％，Al：0.85％，其余为Fe及不可避免的杂质。
5.用于权利要求1至4任意一项所述的一种快速完成相变的超细贝氏体耐磨钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
S1熔炼浇铸：按照贝氏体耐磨钢件的成分设计，称取相应的原料熔炼并浇铸成钢锭；
S2热轧：将钢锭以恒定的升温速率加热到1180℃～1250℃后均匀化处理2h，之后再以恒定的速度冷却至1020～1080℃后进行多道次热轧；
S3二次温轧：将上述热轧胚以冷却至一定温度进行温轧，单次温轧压下率≥10％，温轧总变形量为20～40％。
S4低温相变：将温轧得到的轧制钢板立即投入低温盐浴炉中保温10～30分钟；
S5高温相变：将步骤S4得到的钢板立即放入高温的盐浴炉中并保温10～20分钟，保温结束后空冷至室温得到超细贝氏体耐磨钢。
6.根据权利要求5所述的一种快速完成相变的超细贝氏体耐磨钢的制备方法，其特征在于：所述S2中升温速率为65～80℃/h，冷却速度为10℃/s。
7.根据权利要求6所述的一种快速完成相变的超细贝氏体耐磨钢的制备方法，其特征在于：所述S2中热轧次数为3～5次，单次热轧压下率≥15％，热轧总变形量为60～80％。
8.根据权利要求7所述的一种快速完成相变的超细贝氏体耐磨钢的制备方法，其特征在于：所述S3中冷却速度≥20℃/s，温轧次数为1～2次，温轧开轧温度为400～450℃，终轧温度≥330℃。
9.根据权利要求8所述的一种快速完成相变的超细贝氏体耐磨钢，其特征在于：所述S4中低温盐浴炉温度为300±20℃。
10.根据权利要求9所述的一种快速完成相变的超细贝氏体耐磨钢，其特征在于：所述S5中高温盐浴炉温度为400±30℃。
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