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将成分为0.98C-1.59Si-1.94Mn-1.33Cr-0.30Mo-0.02Ni-0.11V的合金,在200-300℃等温数十小时可以获得超薄贝氏体铁素体片与残留奥氏体片层叠结构(Slim Bainitic ferrite-Austenite,SBA)的超细贝氏体组织。SBA钢以其超细(片厚<100nm)的显微结构、低廉的原料成本、简单易行的制备工艺和超高强韧性能(抗拉强度2.5GPa,硬度600HV,韧性30-40MPa·m1/2)受到学术界和工业界的广泛关注。然而,数十小时的相变时间限制了其工业应用。本文从合金优化和预应变加速相变两方面入手,结合经典热力学计算和系统的实验研究,成功将制备SBA组织(抗拉强度2154MPa,延伸率13%)的时间缩短至1-3小时,主要工作和结果如下。建立了贫碳区切变形核的热力学模型,利用超组元模型修正后的KRC和LFG热力学模型计算了低温贝氏体相变形核自由能,确定了实验钢在300℃以下温度的贝氏体形核驱动力为-1900J·mol-1到-2000J·mol-1,即在热力学条件上相变形核可能以切变机制发生。结合MUCG83软件(基于Russell的经典形核理论计算孕育期)进行了辅助成分设计与优化。设计了三个成分体系的富硅(1.5～2.5 wt%)合金,包括不同C含量(0.6、0.8、0.9)的0.5Mn-0Cr系列合金,不同Cr、Mn含量的0.8C-1Mn-0Cr和0.8C-1Mn-1Cr合金以及对比合金0.9C-2Mn-1.5Cr-1.5Co-1Al系列,共八个成分。利用DIL805淬火相变膨胀仪测定了以上合金的等温相变(TTT)曲线,精确测定了不同温度下的贝氏体相变孕育期,实验结果与理论分析一致。增加C元素含量能显著降低Ms点温度和Bs点温度,并且能增大两个相变点温度区间,Mn元素是推迟相变开始和延长相变完成时间的主要元素,同时添加锰、铬元素对贝氏体相变孕育期的推迟作远大于单一添加锰或铬。利用Gleelbe热模拟实验机研究了预应变作用下贝氏体相规律,结果表明,过冷奥氏体预应变对后续等温贝氏体相变加速效果显著,且在合理控制预应变温度和应变量的情况下,最终贝氏体转变量略有增加。在大于600℃的较高温度区间施加单道次50%预应变,可明显阻滞贝氏体相变导致最终转变量的降低。在600℃进行小应变量(<20%)单轴压缩,虽不能显著加速贝氏体相变,但能缩短孕育期,加速贝氏体形核。在低于600℃且高于马氏体转变温度区间进行预应变可有效加速低温贝氏体等温相变,相变孕育期和完成时间随着预应变温度的降低和应变量的增加而减小。预应变温度为300℃,应变量为20%时,过冷奥氏体在230℃的等温贝氏体相变孕育期可由5小时缩短至30分钟。在冷轧试验机上完成了多步形变热处理及快速制备SBA组织的控轧控冷工艺研究。利用改进的多步形变热处理工艺,在单次形变量不大于10%,总应变量不大于30%的预应变条件下,通过控制形变间隔时间,即控制形变奥氏体回复时间,使形变过冷奥氏体在2小时内完成等温贝氏体相变,并且不降低贝氏体最终转变量。经多步形变热处理后的贝氏体铁素体(BF)片层厚度约50-70nnm,抗拉强度2154MPa。残留奥氏体片的厚度因形变奥氏体机械稳定性而增加到100nnm,使该超细贝氏体组织在具备超高强度的同时,拥有高达13%的总延伸率。利用控制轧制控制冷却工艺将0.8C-2.5Si-0.5Mn-1Al合金进行温轧后在空气缓慢冷却,可在不用等温的情况下获得SBA组织。控轧控冷SBA钢抗拉强度在2600MPa时,延伸率为7%,强塑积18.2GPa·%,在2000MPa时,延伸率为13%,强塑积26GPa·%。阐明了SBA组织中块状残留奥氏体的形成机理,提出了消除块状残留奥氏体的解决方案。多道次小应变量的预变形条件下,过冷奥氏体进行单滑移系塑性应变,通过塑性协调产生取向择优,进而减少单个奥氏体晶粒中可能出现的Packet(一系列互相平行的BF束包)数量,使得残留奥氏体只能以片层状存在。预应变为BF提供更多形核位置,从而细化高温区形成的BF的厚度,在300℃等温1小时形成的SBA组织强度与200℃等温数十小时的强度相同。这一发现打破了抗拉强度超过2GPa的SBA组织仅能通过低温(<250℃)长时间等温热处理获得的传统观念,使工业推广成为可能。