一种制备超细化复相组织碳素钢的方法
阅读：1023发布：2020-12-07
专利汇可以提供一种制备超细化复相组织碳素钢的方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且一种制备超细化复相组织 碳 素 钢 的方法，涉及一种利用 马 氏体温 变形 制备超细化复相组织碳素钢。本 发明 通过控制碳素钢的碳含量、淬火前奥氏体状态、温变形工艺参数，以20－100℃/s的加热速度将基本为马氏体的淬火组织加热到600－650℃的 温度 均热后立即变形，应变速率0.01－10s－1，应变量0.6－2.0，然后再以2－200℃/s的冷速冷却至室温，制备出由超细晶 铁 素体基体和 渗碳 体粒子组成的超细化复相组织。超细化复相组织中细晶铁素体的平均晶粒尺寸小于1微米，渗碳体粒子尺寸呈双峰分布，均匀分布在铁素体 晶界 上的球状渗碳体颗粒尺寸小于0.3微米，分布在铁素体晶内的球状渗碳体颗粒尺寸小于0.1微米。本发明工艺简单，耗能少，成本低。，下面是一种制备超细化复相组织碳素钢的方法专利的具体信息内容。
1、一种制备超细化复相组织碳素钢的方法，其特征在于，制备的步骤为： 将以质量分数计，含碳量在0.35-0.70％之间的碳素钢加热到高于A3以上50～300 ℃的温度T1，对于含碳量为0.70-1.0％之间的碳素钢加热到高于A1以上50～300 ℃的温度T1，并保温5～120分钟的时间t1，以得到碳含量均匀分布的奥氏体， 然后水淬或油淬；以20-100℃/s的加热速度R将基本为马氏体的淬火组织加热 到600-650℃范围内的温度T2均热后立即变形，应变速率ε在0.01-10s-1之间， 应变量ε在0.6-2.0范围内，然后再以2-200℃/s的冷速C冷却至室温。
2、如权利要求1所述的制备超细化复相组织碳素钢的方法，其特征在于， 其中淬火组织的加热方式优选为感应加热。
技术领域
本发明涉及一种制备超细化复相组织材料的方法，特别涉及利用马氏体温变 形制备超细化复相组织碳素钢(含碳量在0.35-0.8％之间，质量分数)的方法。
背景技术
细化组织是提高钢铁材料的强度和保持塑性的有效手段，但当晶粒尺寸降低 到亚微米以下时，一方面材料的强度显著提高，另一方面其强屈比也迅速下降， 塑性(特别是最重要的延性指标—室温均匀延伸率)降低。合理的相控制已被证 实可以有效增加强屈比，提高强韧化水平。研究表明，显微组织为亚微米级渗碳 体粒子分布在超细晶等轴铁素体晶界上、更加细小的渗碳体粒子分布在超细晶等 轴铁素体内部的超细化复相组织的中、高碳钢具有强度与塑性的良好配合，可以 拓宽中、高碳钢的应用范围。这种超细化复相组织特征在于：超细化复相组织由 超细晶铁素体基体和渗碳体粒子组成，其中由大角度晶界(取向差＞15°)包围的 超细晶等轴铁素体的平均晶粒尺寸小于1微米，渗碳体粒子尺寸呈双峰分布，均 匀分布在超细晶等轴铁素体晶界的球状渗碳体颗粒尺寸小于0.3微米，分布在超 细晶等轴铁素体晶内的球状渗碳体颗粒尺寸小于0.1微米。
根据“Effects of Heavy Warm Deformation on Microstructure and Mechanical Properties of a Medium Carbon Ferritic-Pearlitic Steel”，ISIJ Inter.，Vol.44，2004，p.p. 1211-1216中的报道，利用温轧(累积应变量为1.9)加长时间退火(2小时)的 工艺获得了具有上述超细化复相组织的中碳钢(含碳量为0.36％，质量分数)。 文献“Effect of Mn and Si Addition on Microstructure and Tensile Properties of Cold-rolled and Annealed Pearlite in Eutectoid Fe-C Alloys”.ISIJ Inter.，Vol.44， 2004，p.p.171-178.中提出，利用冷轧(等效应变量为2.3)加退火(30分钟)的 工艺可以获得具有上述超细化复相组织的高碳钢(含碳量为1.0％，质量分数)。 由于上述研究中变形前的初始组织为珠光体加先共析铁素体(中碳钢)或珠光体 加先共析渗碳体(高碳钢)，碳主要以珠光体中片层状渗碳体的形式存在，碳分 布不均匀导致需要在大应变量变形后进行长时间才能获得上述超细化复相组织。 因此，工艺消耗的时间较长、能量较多，生产成本较高。
马氏体是碳原子在铁素体中的过饱和固溶体，单一的马氏体组织使碳原子的 分布从微观到介观上十分均匀，以马氏体作为初始组织可以简化超细化复相组织 的制备工艺。文献“Effect of rolling reduction on ultrafine grained structure and mechanical properties of low-carbon steel thermomechanically processed from martensite starting structure”.Sci.Tech.Adv.Mater.，Vol.5，2004，p.p.153-162.中利 用马氏体冷轧(等效应变量为0.80)加退火(30分钟)的工艺在低碳钢(含碳 量为0.13％，质量分数)中获得了一种超细化复相组织，但从其给出的组织来看， 这种超细化复相组织中渗碳体粒子主要分布在细晶铁素体内部中，而细晶铁素体 晶界上的渗碳体粒子很少。显然，这种超细化复相组织与前述渗碳体粒子尺寸呈 双峰分布的超细化复相组织并不相同。而且由于马氏体本身强度较高，室温变形 困难，马氏体冷轧不适于生产大体积的超细化复相结构钢材，特别是不适用于含 碳量较高的中、高碳钢。文献“淬火态中碳钢温锻成形行为的研究”，中国机械 工程，Vol.24，2006，pp2618-2621中则利用温锻对中碳钢马氏体的温变形过程进行 了研究。其工艺路线为：将中碳钢在较高温度进行奥氏体化后淬火得到马氏体， 然后快速加热到一定温度(400℃-600℃)保温一定时间(5分钟)后进行温锻。 在其给出的变形组织中，铁素体并没有等轴化而且没有清晰的晶界，基本上保持 变形状态，渗碳体粒子细小、均匀地分布在铁素体基体上。也就是说，其得到的 组织并不是前述渗碳体粒子尺寸呈双峰分布的超细化复相组织。专利申请 200510012940.3“纳米粒状碳化物和亚微米晶粒铁素体钢的制造工艺”中公开 了一种将马氏体/贝氏体组织温轧技术用于生产具有超细化复相组织的碳素钢产 品的方法。其工艺路线为：在820-980℃粗轧道次之后进入精轧之前，对钢材坯 料进行快冷淬火，使坯料的奥氏体组织转变为马氏体组织或贝氏体组织；此后， 立即将具有马氏体组织或贝氏体组织的坯料在线迅速加热到450-725℃进行精 轧；精整之后，对于带材和板卷，在450-710℃卷取；对于板材、棒材、线材和 型材，剪成要求尺寸规格后在450-710℃保温10-60分钟后空冷。其得到的微观 组织特征在于：纳米碳化物呈细小粒状，均匀分布在亚微米铁素体晶粒基体上， 与前述渗碳体粒子呈双峰分布的超细化复相组织有明显区别。
上述报道的基于马氏体变形的工艺路线均是利用较大的宏观塑性变形促进 马氏体加速分解，得到细小渗碳体粒子均匀分布在铁素体基体中的复相组织。然 而，从上述报道给出的最终组织来看，由于铁素体基体中的大角度晶界特征不明 显，所述的铁素体平均晶粒尺寸小于1μm没有充分的证据。铁素体基体中的大 角度晶界特征不明显的主要原因在于：由于碳含量(渗碳体含量)较低(低碳钢 马氏体冷轧加退火工艺)、变形温度较低(中碳钢马氏体温锻工艺)、或应变速 率较高(马氏体温轧工艺)，变形马氏体分解得到的铁素体没有明显发生静态或 动态再结晶过程，无法形成足够多的大角度晶界。
根据“Effects of Heavy Warm Deformation on Microstructure and Mechanical Properties of a Medium Carbon Ferritic-Pearlitic Steel”，ISIJ Inter.，Vol.44，2004，p.p. 1211-1216中的报道，利用温轧(累积应变量为1.9)加长时间退火(2小时)的 工艺获得了具有上述超细化复相组织的中碳钢(含碳量为0.36％，质量分数)。 文献“Effect of Mn and Si Addition on Microstructure and Tensile Properties of Cold-rolled and Annealed Pearlite in Eutectoid Fe-C Alloys”.ISIJ Inter.，Vol.44， 2004，p.p.171-178.中提出，利用冷轧(等效应变量为2.3)加退火(30分钟)的 工艺可以获得具有上述超细化复相组织的高碳钢(含碳量为1.0％，质量分数)。 由于上述研究中变形前的初始组织为珠光体加先共析铁素体(中碳钢)或珠光体 加先共析渗碳体(高碳钢)，碳主要以珠光体中片层状渗碳体的形式存在，碳分 布不均匀导致需要在大应变量变形后进行长时间才能获得上述超细化复相组织。 因此，工艺消耗的时间较长、能量较多，生产成本较高。
马氏体是碳原子在铁素体中的过饱和固溶体，单一的马氏体组织使碳原子的 分布从微观到介观上十分均匀，以马氏体作为初始组织可以简化超细化复相组织 的制备工艺。文献“Effect of rolling reduction on ultrafine grained structure and mechanical properties of low-carbon steel thermomechanically processed from martensite starting structure”.Sci.Tech.Adv.Mater.，Vol.5，2004，p.p.153-162.中利 用马氏体冷轧(等效应变量为0.80)加退火(30分钟)的工艺在低碳钢(含碳 量为0.13％，质量分数)中获得了一种超细化复相组织，但从其给出的组织来看， 这种超细化复相组织中渗碳体粒子主要分布在细晶铁素体内部中，而细晶铁素体 晶界上的渗碳体粒子很少。显然，这种超细化复相组织与前述渗碳体粒子尺寸呈 双峰分布的超细化复相组织并不相同。而且由于马氏体本身强度较高，室温变形 困难，马氏体冷轧不适于生产大体积的超细化复相结构钢材，特别是不适用于含 碳量较高的中、高碳钢。文献“淬火态中碳钢温锻成形行为的研究”，中国机械 工程，Vol.24，2006，pp2618-2621中则利用温锻对中碳钢马氏体的温变形过程进行 了研究。其工艺路线为：将中碳钢在较高温度进行奥氏体化后淬火得到马氏体， 然后快速加热到一定温度(400℃-600℃)保温一定时间(5分钟)后进行温锻。 在其给出的变形组织中，铁素体并没有等轴化而且没有清晰的晶界，基本上保持 变形状态，渗碳体粒子细小、均匀地分布在铁素体基体上。也就是说，其得到的 组织并不是前述渗碳体粒子尺寸呈双峰分布的超细化复相组织。专利申请 200510012940.3“纳米粒状碳化物和亚微米晶粒铁素体钢的制造工艺”中公开 了一种将马氏体/贝氏体组织温轧技术用于生产具有超细化复相组织的碳素钢产 品的方法。其工艺路线为：在820-980℃粗轧道次之后进入精轧之前，对钢材坯 料进行快冷淬火，使坯料的奥氏体组织转变为马氏体组织或贝氏体组织；此后， 立即将具有马氏体组织或贝氏体组织的坯料在线迅速加热到450-725℃进行精 轧；精整之后，对于带材和板卷，在450-710℃卷取；对于板材、棒材、线材和 型材，剪成要求尺寸规格后在450-710℃保温10-60分钟后空冷。其得到的微观 组织特征在于：纳米碳化物呈细小粒状，均匀分布在亚微米铁素体晶粒基体上， 与前述渗碳体粒子呈双峰分布的超细化复相组织有明显区别。
上述报道的基于马氏体变形的工艺路线均是利用较大的宏观塑性变形促进 马氏体加速分解，得到细小渗碳体粒子均匀分布在铁素体基体中的复相组织。然 而，从上述报道给出的最终组织来看，由于铁素体基体中的大角度晶界特征不明 显，所述的铁素体平均晶粒尺寸小于1μm没有充分的证据。铁素体基体中的大 角度晶界特征不明显的主要原因在于：由于碳含量(渗碳体含量)较低(低碳钢 马氏体冷轧加退火工艺)、变形温度较低(中碳钢马氏体温锻工艺)、或应变速 率较高(马氏体温轧工艺)，变形马氏体分解得到的铁素体没有明显发生静态或 动态再结晶过程，无法形成足够多的大角度晶界。
发明内容
本发明的目的是提供一种利用马氏体温变形的制备渗碳体粒子呈双峰分布 的超细化复相组织碳素钢的方法，通过控制碳素钢的碳含量、淬火前奥氏体状态、 温变形工艺参数，利用马氏体温变形，制备出由超细晶铁素体基体和渗碳体粒子 组成的超细化复相组织，同时工艺简单，耗能少，成本低。
实现本发明目的的具体方法是：将以质量分数计，含碳量在0.35-0.70％之间 的碳素钢加热到高于A3以上50～300℃的温度T1，对于含碳量为0.70-1.0％之间 的碳素钢加热到高于A1以上50～300℃的温度T1，并保温5～120分钟的时间t1， 以得到碳含量均匀分布的奥氏体，然后水淬或油淬；以20-100℃/s的加热速度R 将基本为马氏体的淬火组织加热到600-650℃范围内的温度T2均热后立即变形， 应变速率ε在0.01-10s-1之间，应变量ε在0.6-2.0范围内，然后再以2-200℃/s的 冷速C冷却至室温。其中，时间t1取决于钢的含碳量、工件尺寸和保温温度， 含碳量越大和/或工件尺寸越大所需要的时间t1越长，而保温温度越高所需要的 时间t1越短。马氏体加热方式优选为有利于工件内外均匀受热的感应加热方式。 马氏体温变形可以采用等温锻造、轧制、挤压、拉拔等多种变形方式。
本发明的方法与现有技术相比，其特点在于：本发明的方法是利用马氏体温 变形过程中的铁素体连续动态再结晶过程和渗碳体粒子的析出、球化及重新分 布，可以在较小的应变量下获得具有前述渗碳体粒子尺寸呈双峰分布的超细化复 相组织的碳素钢，超细晶等轴铁素体的平均晶粒尺寸小于1微米，均匀分布在超 细晶等轴铁素体晶界上的球状渗碳体颗粒尺寸小于0.3微米，分布在超细晶等轴 铁素体晶内的球状渗碳体颗粒尺寸小于0.1微米。该方法工艺简单、不需要大的 累积应变量，而且不需要后续热处理。
附图说明
图1是根据本发明的热变形工艺示意图。
图2是实施例1得到超细化复相组织高碳钢的显微组织。
图3是实施例1得到的显微组织的电子背散射衍射取向成像图。
图4是实施例1变形工艺应变量由0.69增加到1.60得到的显微组织。
图5实施例2得到的超细化复相组织高碳钢的显微组织。
图6是是实施例3得到的超细化复相组织中碳钢的显微组织。
图7是实施例4得到的超细化复相组织中碳钢的显微组织。
实现本发明目的的具体方法是：将以质量分数计，含碳量在0.35-0.70％之间 的碳素钢加热到高于A3以上50～300℃的温度T1，对于含碳量为0.70-1.0％之间 的碳素钢加热到高于A1以上50～300℃的温度T1，并保温5～120分钟的时间t1， 以得到碳含量均匀分布的奥氏体，然后水淬或油淬；以20-100℃/s的加热速度R 将基本为马氏体的淬火组织加热到600-650℃范围内的温度T2均热后立即变形， 应变速率ε在0.01-10s-1之间，应变量ε在0.6-2.0范围内，然后再以2-200℃/s的 冷速C冷却至室温。其中，时间t1取决于钢的含碳量、工件尺寸和保温温度， 含碳量越大和/或工件尺寸越大所需要的时间t1越长，而保温温度越高所需要的 时间t1越短。马氏体加热方式优选为有利于工件内外均匀受热的感应加热方式。 马氏体温变形可以采用等温锻造、轧制、挤压、拉拔等多种变形方式。
本发明的方法与现有技术相比，其特点在于：本发明的方法是利用马氏体温 变形过程中的铁素体连续动态再结晶过程和渗碳体粒子的析出、球化及重新分 布，可以在较小的应变量下获得具有前述渗碳体粒子尺寸呈双峰分布的超细化复 相组织的碳素钢，超细晶等轴铁素体的平均晶粒尺寸小于1微米，均匀分布在超 细晶等轴铁素体晶界上的球状渗碳体颗粒尺寸小于0.3微米，分布在超细晶等轴 铁素体晶内的球状渗碳体颗粒尺寸小于0.1微米。该方法工艺简单、不需要大的 累积应变量，而且不需要后续热处理。
附图说明
图1是根据本发明的热变形工艺示意图。
图2是实施例1得到超细化复相组织高碳钢的显微组织。
图3是实施例1得到的显微组织的电子背散射衍射取向成像图。
图4是实施例1变形工艺应变量由0.69增加到1.60得到的显微组织。
图5实施例2得到的超细化复相组织高碳钢的显微组织。
图6是是实施例3得到的超细化复相组织中碳钢的显微组织。
图7是实施例4得到的超细化复相组织中碳钢的显微组织。
具体实施方式
实施例1
所用材料是含碳量为0.80％的普通共析钢，其它合金元素含量在普通碳素钢 的通常范围内。其A1温度为724℃。变形工艺如图1所示：将试样加热到在A1 以上50～300℃范围内的850℃(T1)，保温10分钟(t1)后水淬以得到马氏体， 用感应加热装置将所得马氏体以30℃/s的加热速度(R)加到在600-650℃范围 内的650℃(T2)后立即以0.1s-1的应变速率变形，变形采用单向压缩变形，变 形后以在2-200℃/s范围内的100℃/s的冷速(C)冷却至室温。当应变量达到 0.69时的变形组织如图2所示，变形组织已经基本具有前述超细化复相组织的 特征：由清晰晶界包围的铁素体晶粒的平均尺寸为0.89±0.17μm，分布在铁素体 晶界上的亚微米级渗碳体粒子平均尺寸为185±52nm，铁素体晶粒内部的纳米级 渗碳体粒子平均尺寸为43±11nm。利用电子背散射衍射(EBSD)技术对图2所 示变形组织进行了分析，所得取向成像图见图3(其中粗黑线表示取向差＞15°的 大角度晶界，细灰线表示取向差＜15°的小角度晶界)，表明图2的铁素体基体中 的清晰晶界基本为大角度晶界。增加应变量，由0.69增加到1.60，使变形组织 更加均匀，如图4所示，由大角度晶界包围的铁素体平均晶粒尺寸为0.77± 0.15μm，分布在铁素体晶界上的亚微米级渗碳体粒子平均尺寸为215±82nm， 铁素体晶粒内部的纳米级渗碳体粒子平均尺寸为49±21μm。
实施例2
所用材料与实施例1相同，将实施例1中的应变速率提高到1s-1，当应变量 为1.60时的变形组织如图5所示。变形组织具有前述渗碳体粒子尺寸呈双峰分 布的超细化复相组织的特征：由大角度晶界包围的铁素体平均晶粒尺寸为0.58 ±0.13μm，分布在铁素体晶界上的亚微米级渗碳体粒子平均尺寸为162±71nm，， 铁素体晶粒内部的纳米级渗碳体粒子平均尺寸为43±19nm。
实施例3
所用材料是含碳量为0.48％的普通中碳钢，其它合金元素含量在普通碳素钢 的通常范围内。其A3温度为760℃。变形工艺如图1所示：将试样加热到在A3 以上50～300℃范围内的950℃(T1)，保温5分钟(t1)后水淬以得到马氏体， 用感应加热装置将所得马氏体以20℃/s的加热速度(R)加热到在600-650℃范 围内的600℃(T2)后立即以0.01s-1的应变速率变形，变形采用单向压缩，变 形后以在2-200℃/s范围内的50℃/s的冷速(C)冷却至室温。应变量为1.60 时的变形组织如图6所示，变形组织具有前述超细化复相组织的特征：由大角度 晶界包围的铁素体平均晶粒尺寸为0.67±0.12μm，分布在铁素体晶界上的亚微米 级渗碳体粒子平均尺寸为277±46nm，铁素体晶粒内部的纳米级渗碳体粒子平均 尺寸为83±20nm。
实施例4
所用材料与实施例3相同，将实施例1中的应变速率提高到10s-1，当应变 量为1.60时的变形组织如图7所示，变形组织具有前述超细化复相组织的特征： 由大角度晶界包围的铁素体平均晶粒尺寸为0.57±0.09μm，分布在铁素体晶界上 的亚微米级渗碳体粒子平均尺寸为271±40nm，，铁素体晶粒内部的纳米级渗碳 体粒子平均尺寸为83±21nm。
所用材料是含碳量为0.80％的普通共析钢，其它合金元素含量在普通碳素钢 的通常范围内。其A1温度为724℃。变形工艺如图1所示：将试样加热到在A1 以上50～300℃范围内的850℃(T1)，保温10分钟(t1)后水淬以得到马氏体， 用感应加热装置将所得马氏体以30℃/s的加热速度(R)加到在600-650℃范围 内的650℃(T2)后立即以0.1s-1的应变速率变形，变形采用单向压缩变形，变 形后以在2-200℃/s范围内的100℃/s的冷速(C)冷却至室温。当应变量达到 0.69时的变形组织如图2所示，变形组织已经基本具有前述超细化复相组织的 特征：由清晰晶界包围的铁素体晶粒的平均尺寸为0.89±0.17μm，分布在铁素体 晶界上的亚微米级渗碳体粒子平均尺寸为185±52nm，铁素体晶粒内部的纳米级 渗碳体粒子平均尺寸为43±11nm。利用电子背散射衍射(EBSD)技术对图2所 示变形组织进行了分析，所得取向成像图见图3(其中粗黑线表示取向差＞15°的 大角度晶界，细灰线表示取向差＜15°的小角度晶界)，表明图2的铁素体基体中 的清晰晶界基本为大角度晶界。增加应变量，由0.69增加到1.60，使变形组织 更加均匀，如图4所示，由大角度晶界包围的铁素体平均晶粒尺寸为0.77± 0.15μm，分布在铁素体晶界上的亚微米级渗碳体粒子平均尺寸为215±82nm， 铁素体晶粒内部的纳米级渗碳体粒子平均尺寸为49±21μm。
实施例2
所用材料与实施例1相同，将实施例1中的应变速率提高到1s-1，当应变量 为1.60时的变形组织如图5所示。变形组织具有前述渗碳体粒子尺寸呈双峰分 布的超细化复相组织的特征：由大角度晶界包围的铁素体平均晶粒尺寸为0.58 ±0.13μm，分布在铁素体晶界上的亚微米级渗碳体粒子平均尺寸为162±71nm，， 铁素体晶粒内部的纳米级渗碳体粒子平均尺寸为43±19nm。
实施例3
所用材料是含碳量为0.48％的普通中碳钢，其它合金元素含量在普通碳素钢 的通常范围内。其A3温度为760℃。变形工艺如图1所示：将试样加热到在A3 以上50～300℃范围内的950℃(T1)，保温5分钟(t1)后水淬以得到马氏体， 用感应加热装置将所得马氏体以20℃/s的加热速度(R)加热到在600-650℃范 围内的600℃(T2)后立即以0.01s-1的应变速率变形，变形采用单向压缩，变 形后以在2-200℃/s范围内的50℃/s的冷速(C)冷却至室温。应变量为1.60 时的变形组织如图6所示，变形组织具有前述超细化复相组织的特征：由大角度 晶界包围的铁素体平均晶粒尺寸为0.67±0.12μm，分布在铁素体晶界上的亚微米 级渗碳体粒子平均尺寸为277±46nm，铁素体晶粒内部的纳米级渗碳体粒子平均 尺寸为83±20nm。
实施例4
所用材料与实施例3相同，将实施例1中的应变速率提高到10s-1，当应变 量为1.60时的变形组织如图7所示，变形组织具有前述超细化复相组织的特征： 由大角度晶界包围的铁素体平均晶粒尺寸为0.57±0.09μm，分布在铁素体晶界上 的亚微米级渗碳体粒子平均尺寸为271±40nm，，铁素体晶粒内部的纳米级渗碳 体粒子平均尺寸为83±21nm。
高效检索全球专利专利汇是专利免费检索,专利查询,专利分析-国家发明专利查询检索分析平台，是提供专利分析，专利查询，专利检索等数据服务功能的知识产权数据服务商。
我们的产品包含105个国家的1.26亿组数据，免费查、免费专利分析。
分析报告
专利汇分析报告产品可以对行业情报数据进行梳理分析，涉及维度包括行业专利基本状况分析、地域分析、技术分析、发明人分析、申请人分析、专利权人分析、失效分析、核心专利分析、法律分析、研发重点分析、企业专利处境分析、技术处境分析、专利寿命分析、企业定位分析、引证分析等超过60个分析角度，系统通过AI智能系统对图表进行解读，只需1分钟，一键生成行业专利分析报告。
QQ群二维码
意见反馈
意见反馈