CN112143971A - 一种低焊接裂纹敏感性高强高韧正火海工钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种低焊接裂纹敏感性高强高韧正火海工钢及其制备方法，所述钢板的化学成分按重量百分比计为：C：0.10％～0.14％、Si：0.21％～0.35％、Mn：1.20％～1.50％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb：0.02％～0.05％、V：0.020％～0.044％、Ti：0.005％～0.020％、Als：0.015％～0.050％、N≤30ppm、O≤30ppm、H≤2ppm、[C][O]≤0.0023，其余为铁和不可避免的杂质，其中，Als表示酸溶铝；所述钢板的焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.23％，碳当量CEV≤0.40％。本发明具有强塑性、低温冲击韧性、抗层状撕裂性能。

Description

一种低焊接裂纹敏感性高强高韧正火海工钢及其制备方法

技术领域

本发明属于钢铁技术领域，具体涉及一种低焊接裂纹敏感性高强高韧正火海工钢及其制备方法。

背景技术

海洋平台是在海洋上进行作业的特殊场所，海洋平台服役期比船舶类高50％，它长期遭受海浪、低温、烈日、海风等恶劣气候的侵蚀，采用的钢板必须具有高强度、高韧性、抗疲劳、抗层状撕裂、良好的焊接性及耐海水腐蚀等综合性能。

目前常用的36公斤级海工钢通常采用正火工艺，在中国专利CN106148833A中，公开了一种正火态36公斤级海工钢钢板及其生产方法，在钢的成分设计方面采用Nb-V-Ti复合添加，其中V含量达到0.045～0.055％，贵重金属含量高，且V能提高韧脆转变温度，不利于低温冲击韧性的改善，且轧制过程中要求钢板堆垛缓冷，对生产组织及硬件设备要求较高，大幅影响生产节奏，提高了生产成本。从钢的强度富余量来看，其只能满足36公斤级海工钢的要求，从公开的冲击性能来看，也仅能满足纵向1/4厚度的常规韧性要求，难以满足极区海洋环境的要求。该申请只能生产最大厚度60mm的钢板，无法填补市场对于特厚规格需求的空白。

在中国专利CN107779764A中，公开了一种厚规格海工钢及生产方法，在钢的成分设计方面采用Nb-V-Ti-Cu-Ni复合添加，Nb含量高达0.06％，V含量高达0.08％，Ni含量高达0.15％，Cu含量高达0.20％，贵重金属含量过高，TMCP工艺采用先矫直后控冷模式，且要求钢板入水前矫直4道，势必造成终轧温度过高，入水温度过低，虽有利于大压下板形的改善，保证水冷后钢板不出现瓢曲，但无法充分利用未再结晶区大压下形成的位错产生的相变细晶效果，而且水冷前矫直道次过多，无形中增加生产组织难度，同样也影响生产节奏，提高生产成本。从钢的强度富余量来看，只能满足36公斤级海工钢的要求，从公开的冲击性能来看，也仅能满足-20℃纵向1/4厚度的常规韧性要求，难以满足极区海洋环境的要求。

对现有技术分析之后发现，已经公开的文献中厚规格海工钢普遍生产成本较高，生产组织难度大，设备要求高，技术推广性不强。

发明内容

本发明的目的在于提供一种低焊接裂纹敏感性高强高韧正火海工钢及其制备方法，在满足苛刻的焊接裂纹敏感指数和碳当量要求的前提下，通过对化学成分、轧制工艺和正火热处理的控制，在常规铁素体加珠光体组织的基础上，细化块状铁素体、准多边形铁素体和弥散珠光体体积分数，获得一种更优的多相组织，形成合理的软硬相搭配，确保钢板具有优良的强塑性、低温冲击韧性、抗层状撕裂性能、止裂性能、焊接性能和抗震性能，纵横向、全断面综合力学性能优越，生产成本较低，可广泛应用于海洋工程、船舶、桥梁、建筑等领域。

本发明解决其技术问题所采用的技术方案是：一种低焊接裂纹敏感性高强高韧正火海工钢，所述钢板的化学成分按重量百分比计为：C：0.10％～0.14％、Si：0.21％～0.35％、Mn：1.20％～1.50％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb：0.02％～0.05％、V：0.020％～0.044％、Ti：0.005％～0.020％、Als：0.015％～0.050％、N≤30ppm、O≤30ppm、H≤2ppm，其余为铁和不可避免的杂质，其中，Als表示酸溶铝；所述钢板的焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.23％，碳当量CEV≤0.40％。

进一步，所述钢板组织组成包括准多边形铁素体、块状铁素体和珠光体。

进一步，所述海工钢板成品厚度为6～100mm，焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.23％，碳当量CEV≤0.40％，下屈服强度≥390Mpa，断后伸长率≥25％，屈强比≤0.80，厚度1/2横向-40℃冲击≥180J，在时效条件5％预拉伸250℃保温1小时之后，厚度1/2-40℃时效冲击≥150J，Z向断面收缩率≥50％，无塑性转变温度NDT达到-80℃，焊接CGHAZ-CTOD特征值≥0.8mm。

一种低焊接裂纹敏感性高强高韧正火海工钢的制备方法，包括冶炼、浇铸、加热、轧制、冷却、正火步骤，其中：

(a)转炉冶炼终点[C][O]≤0.0023，精炼渣(FeO)＜1％，w(CaO):40％～60％，w(Al2O3):15％～35％，w(SiO2):5％～10％，充分脱氧去夹杂并球化钢中弥散分布的夹杂；

(b)浇铸过程控制中包温度在液相线温度+30℃以内，液面波动在±3mm以内；

(c)轧制前的加热温度：钢坯出炉温度控制在1150～1220℃；

(d)轧制条件：粗轧最后2道次压下率≥18％，中间坯厚度为成品厚度的1.5～5.0倍，钢坯精轧开轧温度为830～1020℃，终轧温度为800～900℃；

(e)冷却条件：开冷温度为740～810℃，终冷温度为540～680℃，冷却速度为5～10℃/s；

(f)正火热处理：正火温度为840～900℃，在炉时间1.0～2.5min/mm。

本发明具有以下有益效果：本发明的一种低焊接裂纹敏感性高强高韧正火海工钢及其制备方法，(1)通过对成分进行合理优化，减少Nb/V等贵重金属的添加，通过洁净钢冶炼技术的进步，采用常规轧制和热处理工艺，就能以低成本实现高性能钢板的生产，技术可移植性较强，利于钢铁行业大面积推广，从而降低行业开发成本和能耗指标。(2)本发明的钢不仅具有优异的低温韧性和时效冲击性能，全断面纵横向性能均匀，而且还具有较低的屈强比和优异的Z向性能，可保证各类焊接钢结构具备优良的整体抗震性能和抗层状撕裂性能，整体安全性更好。(3)本发明钢采用正火交货状态，但碳当量和裂纹敏感指数极低，大幅改善钢板焊接性能，焊接部位粗晶区CGHAZ的裂纹张开位移CTOD特征值≥0.8mm，远高于同级别钢板母材止裂性能，且无塑性转变温度NDT达到-80℃，优异的止裂性能使得钢板可应用于超大型集装箱船舶和极区海洋平台关键部位的建造。

综上所述，本发明钢的综合力学性能优越，不易断裂和破坏，并且具有良好的塑韧性、焊接性能、抗震性能和止裂性能，使用安全可靠，可广泛应用于极区海洋工程、船舶、桥梁、建筑等领域。

附图说明

图1是本发明一种低焊接裂纹敏感性高强高韧正火海工钢的微观组织图。

具体实施方式

一种低焊接裂纹敏感性高强高韧正火海工钢，所述钢板的化学成分按重量百分比计为：C：0.10％～0.14％、Si：0.21％～0.35％、Mn：1.20％～1.50％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb：0.02％～0.05％、V：0.020％～0.044％、Ti：0.005％～0.020％、Als：0.015％～0.050％、N≤30ppm、O≤30ppm、H≤2ppm，其余为铁和不可避免的杂质，其中，Als表示酸溶铝；所述钢板的焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.23％，碳当量CEV≤0.40％。

Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B≤0.23％。

CEV＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15≤0.40％。

所述钢板组织组成包括准多边形铁素体、块状铁素体和珠光体。

所述海工钢板成品厚度为6～100mm，焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.23％，碳当量CEV≤0.40％，下屈服强度≥390Mpa，断后伸长率≥25％，屈强比≤0.80，厚度1/2横向-40℃冲击≥180J，在时效条件5％预拉伸250℃保温1小时之后，厚度1/2-40℃时效冲击≥150J，Z向断面收缩率≥50％，无塑性转变温度NDT达到-80℃，焊接CGHAZ-CTOD特征值≥0.8mm。

以下对本发明的低焊接裂纹敏感性高强高韧正火海工钢板的化学成分进行详细说明。

C：C既是最主要的固溶强化元素，能显著提高钢的淬透性，也是低碳钢中最经济的强化元素，但碳含量的增加使钢的塑性和冲击韧性降低，冷脆倾向性和时效倾向性提高，恶化焊接性能。考虑到降碳的同时必须额外增加其它贵重的微合金含量才能保证钢强度，而这将造成成本大幅度增加，综合考虑将C的适宜量控制在0.10％～0.14％。

Si：Si进入铁素体起固溶强化作用，降低屈强比，但Si会显著地提高钢的韧脆转变温度，同时也会恶化塑性及焊接性能，因此，Si的适宜量控制在Si：0.21％～0.35％。

Mn：Mn能够降低临界转变温度Ar3，明显提高钢的淬透性，同时具有一定的固溶强化作用，起到提高钢的强度和硬度的作用。由于锰和硫具有较大的亲和力，MnS在高温时有一定的塑性，避免了钢的热脆，但过高的Mn会影响钢的焊接性能，也会加剧铸坯的中心偏析，造成产品带状组织严重，进而影响到冲击韧性。因此，Mn的适宜量控制在1.20％～1.50％。

P：P属于低温脆性元素，P显著扩大液相和固相之间的两相区，在钢凝固过程中偏析于晶粒之间，形成高磷脆性层，提高带状组织的级别，使钢的局部组织异常，造成机械性能不均匀，降低钢的塑性，使钢易产生脆性裂纹，抗腐蚀性下降，对焊接性能也有不利影响，增加焊接裂纹敏感性，所以应尽可能降低磷在钢中的含量。考虑到生产成本，将P的含量控制在0.015％以下。

S：当S以FeS的形式存在于钢中时，如果S含量高则易产生热脆现象。当S以MnS的形式存在于钢中时，S常以条状形态沿轧制方向分布，形成严重的带状组织，破坏了钢的连续性，对钢材不同方向的性能也会产生重要影响，降低钢的塑性和冲击韧性，提高韧脆转变温度。因此，将S的含量控制在0.005％以下。

Nb：Nb能产生显著的晶粒细化、析出强化以及中等的沉淀强化作用。固溶于奥氏体的Nb能够提高淬透性，Nb(C，N)析出相具有细化晶粒作用但降低淬透性，而且当Nb含量过高时，Nb易与Fe、C等元素形成低熔点共晶物，有增加焊接热影响区热裂纹的倾向。综合各方面因素，Nb的适宜量控制在0.02％～0.05％之间。

V：V主要以V(C，N)形式存在于基体和晶界上，起到沉淀强化和抑制晶粒长大的作用。由于钒和氮有很强的亲和力，所以V的加入起到了固定钢中的自由N的作用，从而能够避免钢的应变时效性。大量文献表明，随着钢厚度的增加，机械性能变化不显著，即板厚效应不显著，这是由于钢中合金元素V与C、N形成稳定的V(C，N)，在正火过程中V(C，N)固溶，随后在自然冷却过程中析出V(C，N)，呈均匀弥散质点，强烈地细化晶粒和沉淀作用，从而使钢厚度敏感性减少，这正是船板海工结构钢的特点。另一方面，V在起着强烈的沉淀强化效果的同时，也会提高韧脆转变温度，恶化冲击韧性。综合考虑，V的适宜量控制在0.020％～0.044％之间。

Ti：Ti在1200～1300℃高温下即可析出TiN颗粒，可以作为Nb(C、N)的析出核心，从而减少微细铌析出物的数量，进而降低含Nb钢的裂纹敏感性。Ti可形成细小的钛的碳化物、氮化物颗粒，在板坯加热过程中通过阻止奥氏体晶粒的粗化从而得到较为细小的奥氏体显微组织。Ti与N结合生成稳定的高弥散化合物，不但可以消除钢中的自由氮，而且能在热加工过程和焊接时的热影响区中控制晶粒尺寸，改善钢结构各部位的低温韧性。过量的Ti将形成微米级尺寸的液析TiN，不仅无法细化晶粒，反而会恶化钢板韧性。因此，Ti的适宜量控制在0.005％～0.020％。

Al：Al能细化钢的晶粒，提高钢的强度，同时也能提高冲击韧性。由于Al和N有较强的亲和力，还可以消除N元素造成的时效敏感性，因此，Als的含量定为0.015％～0.050％。

N：N含量过高会恶化高强钢的冲击韧性和时效冲击，一般控制在30ppm以下。

O：O含量过高表明钢中夹杂物太多，对钢的各项机械性能均会产生不利的影响，故O含量应尽量控制在30ppm以下，以提高钢水洁净度。

H：H危害较大，易形成白点恶化低温冲击韧性，同时造成探伤不合，需要通过真空处理等手段控制在2ppm以下。

本发明与传统性能更多依靠轧钢和热处理工序的工艺优化以提高钢板综合性能的思路不同，转变为性能权重倾向于洁净钢技术的创新，充分去除钢中大尺寸夹杂，改善钢水流动性，提高钢坯质量，同时通过窄窗口脱氧技术和氧化物冶金技术改善钢坯中夹杂分布形态，并通过更易实现的常规轧制和热处理制度，就能使钢板获得优良的综合性能。

一种低焊接裂纹敏感性高强高韧正火海工钢的制备方法，包括冶炼、浇铸、加热、轧制、冷却、正火步骤，其中：

(a)转炉冶炼终点[C][O]≤0.0023，精炼渣(FeO)＜1％，w(CaO):40％～60％，w(Al2O3):15％～35％，w(SiO2):5％～10％，充分脱氧去夹杂并球化钢中弥散分布的夹杂；

(b)浇铸过程控制中包温度在液相线温度+30℃以内，液面波动在±3mm以内；

(c)轧制前的加热温度：钢坯出炉温度控制在1150～1220℃；

(d)轧制条件：粗轧最后2道次压下率≥18％，中间坯厚度为成品厚度的1.5～5.0倍，钢坯精轧开轧温度为830～1020℃，终轧温度为800～900℃；

(e)冷却条件：开冷温度为740～810℃，终冷温度为540～680℃，冷却速度为5～10℃/s；

(f)正火热处理：正火温度为840～900℃，在炉时间1.0～2.5min/mm。

冶炼和浇铸：采用转炉或电炉冶炼，浇铸采用连铸或模铸。确保转炉冶炼终点[C][O]≤0.0023，避免钢水过氧化，从根源上减少钢水夹杂含量；调整炉渣(FeO)＜1％，降低钢渣氧化性，创造炉内还原气氛，既脱氧，又大幅提高硫的扩散系数；调整CaO/SiO2/Al2O3渣系配比，控制w(CaO):40％～60％，w(Al2O3):15％～35％，w(SiO2):5％～10％，改善炉渣表面张力、粘度和吸附夹杂的能力；选用钢厂常规铸机断面，采用300mm厚铸坯轧制100mm厚钢板，虽然压缩比较小，但在已有条件下，尽量选用最大断面铸坯，仍是有利于增大轧制压缩比，通过稳定控制浇铸过程，液面波动在±3mm以内，改善铸坯表面质量，同时尽量降低中包过热度，控制在30℃以内，改善铸坯中心偏析、疏松程度，避免钢坯内部裂纹的出现，实现质量良好的坯料准备。良好的铸坯条件为后续钢板组织均匀性和综合性能优良起到至关重要的作用。

采用中厚板轧机轧制：

(a)轧制前的加热温度：钢坯出炉温度控制在1150～1220℃。为了充分发挥Nb、Ti等微合金元素在控轧过程中延迟奥氏体再结晶、轧制及轧后冷却过程中析出强化等作用，应保证微合金元素更多的固溶到奥氏体中，充分发挥其固溶优势，所以钢坯加热温度至少应提高1150℃以上；同时考虑到加热温度过高，奥氏体晶粒将过分长大，并遗传到轧后钢板，对钢板冲击韧性会造成不良影响，故应尽可能保证钢坯出炉温度控制在1220℃以下。

(b)轧制条件：粗轧最后2道次压下率≥18％，中间坯厚度为成品厚度的1.5～5.0倍，钢坯精轧开轧温度为830～1020℃，终轧温度为800～900℃。为提高奥氏体再结晶区域钢坯压下渗透作用，充分细化钢坯心部组织，均匀化全断面组织，随着粗轧进行，钢坯逐渐减薄，控制最后2道次压下率≥18％，压下渗透进厚度心部的作用最明显，厚度中心部位的原奥氏体晶粒度可达到8级以上。钢坯经过粗轧机轧制后得到中间坯，在辊道上待温到目标开轧温度后，进行精轧。精轧过程为保证轧后晶粒细化，改善钢板综合力学性能，需要充分发挥第二相质点Nb(C，N)钉扎位错，阻止奥氏体再结晶，提高Tnr温度(再结晶终止温度)的作用，以扩大控轧工艺窗口，尤其对于薄规格高强钢板，易出现瓢曲、中间浪、边浪等板形问题，所以应尽可能提高精轧开轧温度以减少轧制抗力，同时还要避免开轧温度高于Tnr所产生的混晶现象，故精轧开轧温度不能高于1020℃，同时为保证厚规格板形，减少轧制负荷，故精轧开轧温度不能低于830℃。

随着中间坯温度下降到Tnr以下，奥氏体晶粒再结晶受到抑制，通过大压下轧制，奥氏体晶粒呈压扁和拉长状态，随着压下量的增加，晶粒内产生大量滑移带和位错，增大了有效晶界面积，增加相变细化效果，提高钢的强韧性，同时考虑到厚规格钢板应保证粗轧阶段的足够的压下量，以均匀细化钢板断面组织，综合考虑，中间坯厚度应控制在成品厚度的1.5～5.0倍。

(c)冷却条件：开冷温度为740～810℃，终冷温度为540～680℃，冷却速度为5～10℃/s。在该发明钢板生产过程中，为进一步细化钢板组织，保留轧制过程形成的细化组织，终轧后加速冷却，可形成铁素体+珠光体，亦可形成贝氏体等低温硬相组织，同时考虑终轧温度的实际情况，开冷温度控制在740～810℃范围内。

通过适当提高终冷温度，减少组织中板条贝氏体含量，并形成对原奥氏体晶粒有分割作用的针状铁素体组织，软相比例的增加以及形态的多样化对降低屈强比是有益的，同时考虑到终冷温度过高，钢板强度富余量将不足，故终冷温度控制在540～680℃范围内。

随着冷却速度的增加，利于相变组织的细化，同时也利于微合金的弥散析出，避免大尺寸颗粒形成，从而改善钢板低温韧性，但过高的冷速也会恶化钢板的塑韧性，不利于板形控制，增加无谓的操作难度，综合考虑，冷却速度控制在5～10℃/s范围内。

(d)正火热处理：正火温度为840～900℃，在炉时间1.0～2.5min/mm。经过正火热处理，可以细化晶粒和均匀组织，从而提高钢板综合性能，尤其对于要求优良的-40℃～-60℃低温冲击韧性的特厚高性能海工钢而言，正火能够起到提高并稳定冲击值的作用。

本发明涉及的低焊接裂纹敏感性高强高韧正火海工钢的化学成分按表1所示化学成分进行转炉冶炼并浇注成连铸坯或铸锭，将连铸坯或铸锭开坯后在加热炉中加热，采用中厚板轧机轧制，轧后钢板需正火热处理。铸坯出炉温度、终轧温度、终冷温度等主要工艺参数见表2。相应钢板拉伸强度、-40℃纵向冲击功、厚度规格在表3中列出，可见本发明钢的低温冲击韧性优异，-40℃纵向AKv不低于180J。图1示出了实施例6钢的微观组织照片，显示组织为准多边形铁素体、块状铁素体和珠光体。

下面的表1示出了根据本发明实施例1至实施例6的钢的化学成分。

表1本发明实施例的化学成分(wt.％)

实施例	C	Si	Mn	P	S	Nb	V	Ti	Als	CEV	Pcm
												1	0.10	0.21	1.20	0.008	0.005	0.045	0.020	0.005	0.030	0.30	0.17
2	0.11	0.23	1.25	0.009	0.003	0.020	0.025	0.010	0.050	0.32	0.18
												3	0.12	0.25	1.30	0.015	0.004	0.030	0.033	0.011	0.028	0.34	0.20
4	0.12	0.28	1.35	0.012	0.005	0.034	0.031	0.020	0.037	0.35	0.20
												5	0.13	0.33	1.40	0.012	0.003	0.040	0.040	0.017	0.041	0.37	0.22
6	0.14	0.35	1.50	0.011	0.002	0.050	0.044	0.016	0.033	0.40	0.23

实施例1至实施例6的转炉冶炼终点[C][O]≤0.0023，精炼渣(FeO)＜1％，w(CaO):40％～60％，w(Al2O3):15％～35％，w(SiO2):5％～10％，充分脱氧去夹杂并球化钢中弥散分布的夹杂；浇铸过程控制中包温度在液相线温度+30℃以内，液面波动在±3mm以内；

下面的表2示出了根据本发明实施例1至实施例6的主要工艺参数。

表2本发明实施例的主要生产工艺参数

表3示出了根据本发明实施例1至实施例6的主要力学性能。

表3本发明实施例的力学性能

本技术领域中的普通技术人员应当认识到，以上的实施例仅是用来说明本发明，而并非用作为对本发明的限定，只要在本发明的实质精神范围内，对以上所述实施例的变化、变型都将落在本发明的权利要求书范围内。

Claims (4)

1.一种低焊接裂纹敏感性高强高韧正火海工钢，其特征在于，所述钢板的化学成分按重量百分比计为：C：0.10％～0.14％、Si：0.21％～0.35％、Mn：1.20％～1.50％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb：0.02％～0.05％、V：0.020％～0.044％、Ti：0.005％～0.020％、Als：0.015％～0.050％、N≤30ppm、O≤30ppm、H≤2ppm，其余为铁和不可避免的杂质，其中，Als表示酸溶铝；所述钢板的焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.23％，碳当量CEV≤0.40％。

2.根据权利要求1所述的一种低焊接裂纹敏感性高强高韧正火海工钢，其特征在于，所述钢板组织组成包括准多边形铁素体、块状铁素体和珠光体。

3.根据权利要求1所述的一种低焊接裂纹敏感性高强高韧正火海工钢，其特征在于，所述海工钢板成品厚度为6～100mm，焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.23％，碳当量CEV≤0.40％，下屈服强度≥390Mpa，断后伸长率≥25％，屈强比≤0.80，厚度1/2横向-40℃冲击≥180J，在时效条件5％预拉伸250℃保温1小时之后，厚度1/2-40℃时效冲击≥150J，Z向断面收缩率≥50％，无塑性转变温度NDT达到-80℃，焊接CGHAZ-CTOD特征值≥0.8mm。

4.一种权利要求1-3任一所述的一种低焊接裂纹敏感性高强高韧正火海工钢的制备方法，其特征在于，包括冶炼、浇铸、加热、轧制、冷却、正火步骤，其中：

(a)转炉冶炼终点[C][O]≤0.0023，精炼渣(FeO)＜1％，w(CaO):40％～60％，w(Al2O3):15％～35％，w(SiO2):5％～10％，充分脱氧去夹杂并球化钢中弥散分布的夹杂；

(b)浇铸过程控制中包温度在液相线温度+30℃以内，液面波动在±3mm以内；

(c)轧制前的加热温度：钢坯出炉温度控制在1150～1220℃；

(d)轧制条件：粗轧最后2道次压下率≥18％，中间坯厚度为成品厚度的1.5～5.0倍，钢坯精轧开轧温度为830～1020℃，终轧温度为800～900℃；

(e)冷却条件：开冷温度为740～810℃，终冷温度为540～680℃，冷却速度为5～10℃/s；

(f)正火热处理：正火温度为840～900℃，在炉时间1.0～2.5min/mm。

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