CN102994908B - 超超低碳、高强度、耐氢脆合金及非金属夹杂物控制方法 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及沉淀强化奥氏体抗氢脆合金领域，具体地说是一种超超低碳、高强度、耐氢脆Fe-Ni基奥氏体合金及其Ti2CS型非金属夹杂物的控制方法。按重量百分计，Ni：29.0～32.0，Cr：14.0～16.0，Mo：1.30～1.50，钛：1.60～2.30，铝：0.2～0.5，硅：0.1～0.3，硼：0.001～0.006，铁：余量。按重量百分计，控制碳含量≤0.010，硫含量≤0.002，磷含量≤0.006。本发明采用CaO坩埚并以低磷工业高纯铁为原料，在1530～1570℃进行一次和二次精炼，达到脱碳和脱硫目的，实现沉淀强化奥氏体合金中超超低碳控制（C≤0.010%）、抑制Ti2CS相生成，保证合金纯净度，提高合金力学性能。
Description
技术领域
本发明涉及沉淀强化Fe-Ni基奥氏体抗氢脆合金领域，具体地说是一种超超低碳、高强度、耐氢脆Fe-Ni基奥氏体合金及其Ti2CS型非金属夹杂的控制方法。
背景技术
沉淀强化Fe-Ni基奥氏体抗氢脆合金是在单相奥氏体合金基础上发展起来的。该类合金的共同特点是添加Ti、Al或者Nb等合金化元素，通过固溶+时效热处理，在合金中析出与基体具有共格关系的γ′-Ni3(Al,Ti)强化相，达到提高合金强度的目的，典型合金如国外的A286、JBK-75、IN903，国内的J75、J90、J100也属于此类合金。研究证实，合金中具有共格关系的γ′相对合金的抗氢损伤能力无明显影响，而与基体具有非共格关系的析出相与基体形成的界面是强的氢陷阱，氢会在该界面聚集，恶化合金抗氢损伤能力。因此，该类合金要求严格控制碳化物、氧化物和硫化物等非金属夹杂物，亦是该类合金中一般要求C≤0.02wt.%、S≤0.006wt.%、P≤0.006wt.%的一个重要原因。研究发现，尽管C、S、P杂质元素控制在上述范围内，可消除合金中常见的A型硫化物类（如FeS）和B型氧化铝类夹杂物，D类球状氧化物也可控制在≤1.0级以下，但合金中会生成一种特殊的Ti2CS型非金属夹杂物（如图1）。参照GB 10561-2005，Ti2CS型非金属夹杂物评级在2.0级以上，Ti2CS的生成原因在于，该类合金为保证合金强度，会添加大于2.0wt.%的Ti，而Ti是极其活泼的元素，即使在C、S等元素含量较低的情况下，熔炼过程中也易于与Ti形成化合物。沉淀强化高Fe-Ni基奥氏体合金是在临氢环境下使用的合金，控制非金属夹杂物的含量，对于保证合金强度和耐氢脆能力，以及对合金的工程应用具有重要意义。
发明内容
本发明的目的在于提供一种高纯净度、高强度、耐氢脆合金及其Ti2CS型非金属夹杂物的控制方法，该种合金具有超低C、S、P杂质含量，同时具有高强度和耐氢脆性能，同时提供的熔炼方法可消除Ti2CS型非金属夹杂物，实现合金组织纯净化控制。
本发明的技术方案是：
一种超超低碳的高强度、耐氢脆Fe-Ni基奥氏体合金，其主要成分范围如下（重量百分比）：
Ni：29.0～32.0，Cr：14.0～16.0，Mo：1.30～1.50，钛：1.60～2.30，铝：0.2～0.5，硅：0.1～0.3，硼：0.001～0.006，铁及不可避免的残余元素：余量。
所述的超超低碳、高强度、耐氢脆Fe-Ni基奥氏体合金，不可避免的残余元素包括：碳、硫、磷，按重量百分比计，碳含量控制在≤0.010，硫含量控制在≤≤0.002，磷含量控制在≤0.006，合金中无Ti2CS型非金属夹杂物的生成。
上述超超低碳、高强度、耐氢脆Fe-Ni基奥氏体合金Ti2CS型非金属夹杂物控制方法，采用真空感应熔炼→钢模铸造→铸锭真空自耗重熔→锻造→轧制的方法制备合金棒材，再通过固溶+时效热处理达到合金的强化。通过采用低磷高纯铁做原料，控制合金中的磷杂质含量；通过采用CaO坩埚进行真空感应熔炼，以及精炼脱硫、脱碳工艺有效控制合金中的碳、硫杂质含量，抑制Ti2CS型非金属夹杂物的形成，提高合金的耐氢脆性能；通过锻造、轧制获得所需规格尺寸的棒材；通过最终的固溶+时效热处理，使合金中析出适宜尺寸和数量的γ′强化相，保证合金具有高的强度，具体步骤如下：
1、控制合金中的碳含量≤0.010（重量百分比）。
2、控制合金中的硫含量≤0.002、磷含量≤0.006（重量百分比）。
3、控制合金中的主要成分（重量百分比%）如下：
Ni：29.0～32.0，Cr：14.0～16.0，Mo：1.30～1.50，钛：1.60～2.30，铝：0.2～0.5，硅：0.1～0.3，硼：0.001～0.06，碳≤0.015，硫≤0.002，磷≤0.006，铁：余量。
4、以磷含量低于0.007wt.%工业纯铁、电解镍、金属铬、金属钼及其它中间合金（如：硅铁、硼铁、钛铁和铝铁）为原料，熔炼前先将Fe、Ni、Cr和Mo装入坩埚中，将硅铁、钛铁、铝铁、硼铁和钙质脱硫剂装入料斗。
5、采用CaO坩埚进行真空感应熔炼，在1530～1570℃精炼处理10～15分钟，随后依次加入硅铁、钛铁、铝铁、硼铁和钙质脱硫剂，再次进行5～15分钟精炼，利用CaO坩埚的热稳定性和钙质脱硫剂进行脱硫处理，在1480～1520℃浇铸铸锭。
6、所述铸锭进行常规真空自耗重熔。
7、所述自耗铸锭，在1050～1150℃保温5～8h后进行合金锻造，开坯锻造温度1050～1150℃，终锻温度850～950℃，获得锻棒；在锻至最终规格前允许回炉再加热，再热制度为1050～1150℃下保温1.5～3h。
8、所述锻棒在1050～1150℃保温2～5h后进行轧制，开坯轧制温度1050～1150℃，终轧温度850～950℃，应一次轧制成所需规格棒材，不进行中间退火处理。
9、取步骤8中的轧棒进行固溶处理，固溶处理温度控制在970～990℃、保温时间0.5～2h，水淬。
10、取步骤9中经固溶处理后的棒材进行710～750℃保温8～32h的时效处理，空冷。
11、取步骤9中经固溶处理后的棒材，沿轧制棒材纵截面截取金相试样，按标准的金相试验方法制备试样，按GB 10561-2005进行夹杂物评定。
12、取步骤10中经时效处理后的棒材，加工拉伸试样，按GB228-2002《金属拉伸试验方法》进行力学性能检测。
13、取步骤10中经时效处理后的棒材加工拉伸试样，随后进行300℃、10MPa、高纯氢（体积纯度≥99.999%）、10天的充氢处理，按GB228-2002《金属拉伸试验方法》进行力学性能检测。
本发明的优点及有益效果是：
1、本发明采用高稳定性的CaO作为熔炼用坩埚材料，熔炼过程中在1530～1570℃进行一次精炼和一次精炼脱硫工艺方法，在不降低合金中Ti元素含量的情况下，有效脱碳和脱硫，可实现沉淀强化Fe-Ni基奥氏体合金中超超低碳控制（C≤0.010%），抑制熔炼过程中Ti2CS型非金属夹杂物的生成，保证合金的纯净度。
2、本发明合金的屈服强度(σ0.2)720～820MPa，抗拉强度1020～1120MPa，延伸率26～32%，断面收缩率55～65%。
3、本发明中的合金无Ti2CS型非金属夹杂物的生成，合金在300℃、10MPa高纯氢环境中放置10天后，屈服强度(σ0.2)高于720～780MPa、抗拉强度高于1050～1100MPa，延伸率高于22～28%，断面收缩率高于35～45%，氢致塑性损减低于35～45%。
附图说明
图1为980℃/1h、水淬处理后合金的微观组织，其中夹杂物为Ti2CS。
图2为980℃/1h、水淬处理后合金中微观组织，其中夹杂物为TiN。
具体实施方式
实施例1:含碳0.005wt%的高强度、耐氢脆合金棒材（Φ65mm）
采用CaO坩埚，在1.0吨真空感应炉上熔炼合金，熔炼过程中进行一次精炼和一次精炼脱硫处理，随后浇铸铸锭；铸锭经自耗重熔后，进行锻造、轧制制备成Φ65mm规格的合金棒材，其化学成分见表1，制备过程为：
1、以磷含量低于0.007wt.%工业纯铁（本实施例为0.006wt.%）、电解镍、金属铬、金属钼及其它中间合金（如：硅铁、硼铁、钛铁和铝铁）为原料，熔炼前将Fe、Ni、Cr和Mo装入坩埚中，将硅铁、钛铁、铝铁、硼铁和钙质脱硫剂（如CaO）装入料斗。
2、采用CaO坩埚进行真空感应熔炼，在1530～1570℃精炼处理10～15分钟（本实施例为1540℃精炼10分钟），随后依次加入硅铁、钛铁、铝铁、硼铁和钙质脱硫剂（本实施例添加顺序为硅铁、钛铁、铝铁、硼铁和钙质脱硫剂），再次进行5～15分钟精炼（本实施例为10分钟），利用CaO坩埚的热稳定性和钙质脱硫剂进行脱碳、脱硫处理，在1480～1520℃浇铸铸锭（本实施例为1520℃）。
3、所述铸锭进行真空自耗重熔，自耗铸锭规格为Φ280～340mm（本实施例为Φ310mm）。
4、所述自耗铸锭，在1050～1150℃保温5～8h后进行合金锻造（本实施例为1140℃保温时间为4h），开坯锻造温度1050～1150℃（本实施例为1120℃），终锻温度850～1000℃（本实施例终锻温度为900℃），获得锻棒；在锻至最终规格前允许回炉再加热，在加热温度1050～1150℃下保温1.5～3h（本实施例回炉加热三次，在1120℃保温时间为1.5h），锻棒为145×145mm方棒。
5、所述锻棒在1050～1150℃保温2～5h（本实施例为1130℃保温时间为3h）后进行轧制，开坯轧制温度1050～1150℃（本实施例为1120℃），终轧温度850～950℃（本实施例终锻温度为900℃），一次轧制成所需规格棒材，不进行中间退火处理，轧棒尺寸为Φ65mm。
6、取步骤4中的轧棒，在1/4直径处切取试样进行固溶处理，固溶处理温度控制在970～990℃（本实施例为980℃），保温时间0.5～2h（本实施例为1h）后水淬。
7、取步骤6中经固溶处理后的棒材进行710～750℃（本实施例为720℃）保温8～32h（本实施例为16h）的时效处理，空冷。
8、取步骤6中经固溶处理后的棒材，沿轧制棒材纵截面截取金相试样，按标准的金相试验方法制备试样，按GB 10561-2005进行夹杂物评定，结果见表2，少量TiN夹杂物照片见图2。
9、取步骤7中经时效处理后的棒材加工拉伸试样，按GB228-2002《金属拉伸试验方法》进行力学性能检测，检测结果见表3。
10、取步骤7中经时效处理后的棒材加工拉伸试样，随后进行300℃、10MPa、高纯氢（体积纯度99.999%）、10天的充氢处理，按GB228-2002《金属拉伸试验方法》进行力学性能检测，检测结果见表3。
表1合金的化学成分，质量分数,%
| 元素 | C | Si | S | P | Ni | Cr |
| 含量 | 0.005 | 0.19 | <0.001 | 0.006 | 29.8 | 14.73 |
| 元素 | Mo | Ti | Al | B | Fe | |
| 含量 | 1.31 | 2.05 | 0.20 | 0.0021 | 余 |
表2合金的非金属夹杂物评级结果
表3合金室温力学性能
注：ΨL代表合金氢致塑性损减，其值为（未充氢试样面缩值－充氢试样面缩值）/未充氢试样面缩值，由三个试样平均值计算得出。
实验结果表明，所制备的规格为Φ65mm合金棒材，其含碳量为0.005wt%，含硫量为小于0.001wt%，含磷0.006wt%；合金非金属夹杂物分析发现，仅有少量TiN相存在，无Ti2CS相生成；经980℃/1h、水淬+720℃/16h、空冷处理后，合金屈服强度(σ0.2)高于750MPa、抗拉强度高于1100MPa，延伸率高于28%，断面收缩率高于64%；在300℃、10MPa的高纯氢环境中放置10天后，抗拉强度高于1100MPa、屈服强度高于750MPa、延伸率高于23%，断面收缩率高于35%，氢致塑性损减低于45%。
实施例2：含碳0.0049wt%的高强度、耐氢脆合金棒材（Φ65mm）
与实施例1不同之处在于，所制备的合金由500kg真空感应炉熔炼，随后二个铸锭焊接在一起进行真空自耗重熔。
采用CaO坩埚，在500kg真空感应炉上以磷含量为0.006wt.%工业纯铁、电解镍、金属铬、金属钼及其它中间合金（如：硅铁、硼铁、钛铁和铝铁）为原料熔炼合金。熔炼过程中先在1530℃精炼12分钟，随后依次加入硅铁、钛铁、铝铁、硼铁和钙质脱硫剂（如CaO），再次进行12分钟精炼，在1500℃浇铸铸锭，合金成分见表4。将二个铸锭焊接在一起进行真空自耗重熔，自耗铸锭锭规格为Φ310mm。将自耗铸锭在1140℃保温3h后进行锻造，开坯锻造1120℃、终锻温度880℃，锻造过程中回炉加热三次，在1120℃保温时间为1h，最终锻棒为145×145mm方棒。将锻棒在1120℃保温时间为3h后进行轧制，开坯轧制温度1120℃，终轧温度880℃，一次轧制成Φ65mm棒材，不进行中间退火处理。在轧棒1/4直径处切取试样进行980℃，保温时间1h后水淬固溶处理。经固溶处理后的试样进行740℃保温8h的时效处理，空冷。在固溶处理后的棒材纵截面截取金相试样，按GB 10561-2005进行夹杂物评定，结果见表5。经时效处理后的棒材加工拉伸试样，一部分按GB228-2002《金属拉伸试验方法》进行力学性能检测，另一部分进行300℃、10MPa、高纯氢（体积纯度99.999%）、10天的充氢处理，按GB228-2002《金属拉伸试验方法》进行力学性能检测，检测结果见表6。
表4合金的化学成分，质量分数,%
| 元素 | C | Si | S | P | Ni | Cr |
| 含量 | 0.0049 | 0.20 | <0.001 | 0.005 | 30.0 | 14.66 |
| 元素 | Mo | Ti | Al | B | Fe |
| 含量 | 1.31 | 2.1 | 0.25 | 0.0019 | 余 |
表5合金的非金属夹杂物评级结果
表6合金室温力学性能
注：ΨL代表合金氢致塑性损减，其值为（未充氢试样面缩值－充氢试样面缩值）/未充氢试样面缩值，由三个试样平均值计算得出。
实验结果表明，经500kg真空感应炉熔炼、再进行自耗重熔所制备的规格为Φ65mm合金棒材，其含碳量为0.0049wt%，含硫量小于0.001wt%，含磷0.005wt%；合金非金属夹杂物分析发现无Ti2CS相生成；经980℃/1h、水淬+740℃/8h、空冷处理后，合金屈服强度(σ0.2)高于770MPa、抗拉强度高于1115MPa，延伸率高于27%，断面收缩率高于62%；在300℃、10MPa的高纯氢环境中放置10天后，抗拉强度高于1120MPa、屈服强度高于780MPa、延伸率高于22.0%，断面收缩率高于35%，氢致塑性损减低于42%。
实施例3：含碳0.006wt%的高强度、耐氢脆合金棒材（Φ80mm）
与实施例1不同之处在于，所制备的合金的规格为Φ80mm。
采用CaO坩埚，在1.0吨真空感应炉上以磷含量为0.006wt.%工业纯铁、电解镍、金属铬、金属钼及其它中间合金（如：硅铁、硼铁、钛铁和铝铁）为原料熔炼合金。熔炼过程中先在1530℃精炼10分钟，随后依次加入硅铁、钛铁、铝铁、硼铁和钙质脱硫剂（如CaO），再次进行10分钟精炼，在1490℃浇铸铸锭，合金成分见表7。铸锭进行真空自耗重熔，自耗铸锭规格为Φ355mm。将自耗铸锭在1140℃保温3h后进行锻造，开坯锻造1120℃、终锻温度880℃，锻造过程中回炉加热三次，在1120℃保温时间为1h，最终锻棒为180×180mm方棒。将锻棒在1120℃保温时间为3h后进行轧制，开坯轧制温度1120℃，终轧温度880℃，一次轧制成Φ80mm棒材，不进行中间退火处理。在轧棒1/4直径处切取试样进行980℃，保温时间1h后水淬固溶处理。经固溶处理后的试样进行720℃保温16h的时效处理，空冷。在固溶处理后的棒材纵截面截取金相试样，按GB 10561-2005进行夹杂物评定，结果见表8。经时效处理后的棒材加工拉伸试样，一部分按GB228-2002《金属拉伸试验方法》进行力学性能检测，另一部分进行300℃、10MPa、高纯氢（体积纯度99.999%）、10天的充氢处理，按GB228-2002《金属拉伸试验方法》进行力学性能检测，检测结果见表9。
表7合金的化学成分，质量分数,%
| 元素 | C | Si | S | P | Ni | Cr |
| 含量 | 0.006 | 0.21 | <0.001 | 0.005 | 30.3 | 14.96 |
| 元素 | Mo | Ti | Al | B | Fe | |
| 含量 | 1.34 | 2.12 | 0.23 | 0.0020 | 余 |
表8合金的非金属夹杂物评级结果
表9合金室温力学性能
注：ΨL代表合金氢致塑性损减，其值为（未充氢试样面缩值－充氢试样面缩值）/未充氢试样面缩值，由三个试样平均值计算得出。
实验结果表明，所制备的规格为Φ80mm合金棒材，其含碳量为0.006wt%，含硫量为小于0.001wt%，含磷0.005wt%；合金非金属夹杂物分析未发现Ti2CS相生成；经980℃/1h、水淬+720℃/16h、空冷处理后，合金屈服强度(σ0.2)高于750MPa、抗拉强度高于1110MPa，延伸率高于28%，断面收缩率高于62%；在300℃、10MPa的高纯氢环境中放置10天后，抗拉强度高于1090MPa、屈服强度高于750MPa、延伸率高于23.0%，断面收缩率高于35%，氢致塑性损减低于42%。
Claims (3)
1.一种超超低碳、高强度、耐氢脆合金的非金属夹杂物控制方法，其特征在于，按重量百分计，C0.005；Si0.19；S<0.001；P0.006；Ni29.8；Cr14.73；Mo1.31；Ti2.05；Al0.20；B0.0021；Fe余量；
采用CaO坩埚，在1.0吨真空感应炉上熔炼合金，熔炼过程中进行一次精炼和一次精炼脱硫处理，随后浇铸铸锭；铸锭经自耗重熔后，进行锻造、轧制制备成Φ65mm规格的合金棒材，制备过程为：
（1）以磷含量0.006 wt.%的工业纯铁、电解镍、金属铬、金属钼及硅铁、硼铁、钛铁和铝铁为原料，熔炼前将Fe、Ni、Cr和Mo装入坩埚中，将硅铁、钛铁、铝铁、硼铁和钙质脱硫剂CaO装入料斗；
（2）采用CaO坩埚进行真空感应熔炼，在1540℃精炼处理10分钟，随后依次加入硅铁、钛铁、铝铁、硼铁和钙质脱硫剂，再次进行10分钟精炼，利用CaO坩埚的热稳定性和钙质脱硫剂进行脱碳、脱硫处理，在1520℃浇铸铸锭；
（3）所述铸锭进行真空自耗重熔，自耗铸锭规格为Φ310mm；
（4）所述自耗铸锭，在1140℃保温4h后进行合金锻造，开坯锻造温度1120℃，终锻温度900℃，获得锻棒；在锻至最终规格前允许回炉再加热，在加热温度1120℃下保温1.5h，回炉加热三次，锻棒为145×145mm方棒；
（5）所述锻棒在1130℃保温3h后进行轧制，开坯轧制温度1120℃，终轧温度900℃，一次轧制成所需规格棒材，不进行中间退火处理，轧棒尺寸为Φ65mm；
（6）取步骤（5）中的轧棒，在1/4直径处切取试样进行固溶处理，固溶处理温度控制在980℃，保温时间1h后水淬；
（7）取步骤（6）中经固溶处理后的棒材进行720℃保温16h的时效处理，空冷；
（8）取步骤（6）中经固溶处理后的棒材，沿轧制棒材纵截面截取金相试样，按标准的金相试验方法制备试样，按GB 10561-2005进行夹杂物评定；
（9）取步骤（7）中经时效处理后的棒材加工拉伸试样，按GB228-2002《金属拉伸试验方法》进行力学性能检测；
（10）取步骤（7）中经时效处理后的棒材加工拉伸试样，随后进行300℃、10MPa、高纯氢体积纯度99.999%、10天的充氢处理，按GB228-2002《金属拉伸试验方法》进行力学性能检测。
2.一种超超低碳、高强度、耐氢脆合金的非金属夹杂物控制方法，其特征在于，按重量百分计，C0.0049；Si0.20；S<0.001；P0.005；Ni30.0；Cr14.66；Mo1.31；Ti2.1；Al0.25；B0.0019；Fe余量；
所制备的合金由500kg真空感应炉熔炼，随后二个铸锭焊接在一起进行真空自耗重熔；采用CaO坩埚，在500kg真空感应炉上以磷含量为0.006 wt.%的工业纯铁、电解镍、金属铬、金属钼及硅铁、硼铁、钛铁和铝铁为原料熔炼合金；熔炼过程中先在1530℃精炼12分钟，随后依次加入硅铁、钛铁、铝铁、硼铁和钙质脱硫剂CaO，再次进行12分钟精炼，在1500℃浇铸铸锭；将二个铸锭焊接在一起进行真空自耗重熔，自耗铸锭锭规格为Φ310mm；将自耗铸锭在1140℃保温3h后进行锻造，开坯锻造1120℃、终锻温度880℃，锻造过程中回炉加热三次，在1120℃保温时间为1h，最终锻棒为145×145mm方棒；将锻棒在1120℃保温时间为3h后进行轧制，开坯轧制温度1120℃，终轧温度880℃，一次轧制成Φ65mm棒材，不进行中间退火处理；在轧棒1/4直径处切取试样进行980℃，保温时间1h后水淬固溶处理；经固溶处理后的试样进行740℃保温8h的时效处理，空冷；在固溶处理后的棒材纵截面截取金相试样，按GB 10561-2005进行夹杂物评定；经时效处理后的棒材加工拉伸试样，一部分按GB228-2002《金属拉伸试验方法》进行力学性能检测，另一部分进行300℃、10MPa、高纯氢体积纯度99.999%、10天的充氢处理，按GB228-2002《金属拉伸试验方法》进行力学性能检测。
3.一种超超低碳、高强度、耐氢脆合金的非金属夹杂物控制方法，其特征在于，按重量百分计，C0.006；Si0.21；S<0.001；P0.005；Ni30.3；Cr14.96；Mo1.34；Ti2.12；Al0.23；B0.0020；Fe余量；
所制备的合金的规格为Φ80mm；采用CaO坩埚，在1.0吨真空感应炉上以磷含量为0.006 wt.%的工业纯铁、电解镍、金属铬、金属钼及硅铁、硼铁、钛铁和铝铁为原料熔炼合金；熔炼过程中先在1530℃精炼10分钟，随后依次加入硅铁、钛铁、铝铁、硼铁和钙质脱硫剂CaO，再次进行10分钟精炼，在1490℃浇铸铸锭；铸锭进行真空自耗重熔，自耗铸锭规格为Φ355mm；将自耗铸锭在1140℃保温3h后进行锻造，开坯锻造1120℃、终锻温度880℃，锻造过程中回炉加热三次，在1120℃保温时间为1h，最终锻棒为180×180mm方棒；将锻棒在1120℃保温时间为3h后进行轧制，开坯轧制温度1120℃，终轧温度880℃，一次轧制成Φ80mm棒材，不进行中间退火处理；在轧棒1/4直径处切取试样进行980℃，保温时间1h后水淬固溶处理；经固溶处理后的试样进行720℃保温16h的时效处理，空冷；在固溶处理后的棒材纵截面截取金相试样，按GB 10561-2005进行夹杂物评定；经时效处理后的棒材加工拉伸试样，一部分按GB228-2002《金属拉伸试验方法》进行力学性能检测，另一部分进行300℃、10MPa、高纯氢体积纯度99.999%、10天的充氢处理，按GB228-2002《金属拉伸试验方法》进行力学性能检测。
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