本發(fā)明涉及一種適用于石油化學(xué)制造設(shè)備、儲罐、熱交換器、反應(yīng)堆、冷凝器等中的壓力容器用鋼材，更詳細地，涉及一種焊后熱處理(pwht)后的強度和韌性依然優(yōu)異的壓力容器用鋼材及其制造方法。

背景技術(shù)：

近來，由于石油化學(xué)制造設(shè)備、儲罐等設(shè)備的大型化及大容量儲存的要求，持續(xù)對用于上述設(shè)備中的壓力容器用鋼材進行厚板化，尤其，由于在寒冷環(huán)境中的使用的增加，保證韌性的溫度在逐漸變低。

不僅如此，在通過焊接等工藝制造大型結(jié)構(gòu)物時，為了確保母材和焊接部的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性，趨向于降低碳當(dāng)量(ceq)并將雜質(zhì)控制在極限范圍內(nèi)。

與此同時，作為增強焊接部內(nèi)部可靠性的另一種方法，有如下方案，即，實施pwht(postweldheattreatment)來去除焊接部位的殘余應(yīng)力，從而防止結(jié)構(gòu)物的變形，確保形狀和尺寸的限定性。

通常，以結(jié)構(gòu)物整體為對象進行pwht，但是，即使局部地進行pwht，除焊接部以外的母材依然暴露在熱源中，因此可能會導(dǎo)致母材的物理性質(zhì)的劣化。因此，在進行pwht時，其之后的母材的質(zhì)量與設(shè)備的壽命有著密切的關(guān)聯(lián)性。

另外，對于主要由貝氏體(bainite)、馬氏體(martensite)、島狀馬氏體(ma)等硬質(zhì)相(hardphase)構(gòu)成的高強度壓力容器用鋼材來說，進行長時間的pwht時，母材通過碳的再擴散、位錯恢復(fù)、晶粒生長(貝氏體或馬氏體界面移動)及碳化物的生長、析出等一連的過程后，強度下降，而且還表現(xiàn)出延展性-脆性轉(zhuǎn)變溫度(dbtt)增大的傾向。

如上所述，作為防止進行長時間的pwht處理時伴隨的物理性質(zhì)下降的方法，有以下方法。第一，即使ceq高，也增加能夠增大淬透性的合金元素的添加量，以在熱處理后也增大回火(tempered)的低溫相分率，減少強度降低量。第二，為了實現(xiàn)淬火-回火(quenching-tempering，q-t)鋼的微細組織為由鐵素體和貝氏體組成的二相組織或者在這基礎(chǔ)上包含一定的馬氏體的三相組織，同時增強熱處理后的組織和位錯密度沒有變化的鐵素體的基體相強度，可增加如mo、cu、si、c等具有固溶強化效果的元素的含量。

但是，所述兩種方法都存在如下缺點，即，由于ceq的增大，使得焊接熱影響部(haz)的韌性降低的可能性高，并且添加固溶強化元素，導(dǎo)致制造成本上升。

作為另一種方法，有利用稀土類元素的析出強化方法，這種方法在特定成分范圍和適用溫度條件下是有效的。

與此相關(guān)的專利文獻1中公開了一種通過以下工藝能夠使pwht保證時間長達16小時的技術(shù)，所述工藝是對板坯進行加熱及熱軋后，空冷至室溫，并在ac1～ac3轉(zhuǎn)變點加熱后進行緩慢冷卻，其中，所述板坯以重量％計，包含：c：0.05～0.20％、si：0.02～0.5％、mn：0.2～2.0％、al：0.005～0.10％及余量的fe和不可避免的雜質(zhì)，且根據(jù)需要而進一步包括cu、ni、cr、mo、v、nb、ti、b、ca、稀土類元素中的一種或兩種以上。

但是，在鋼材的厚板化和焊接部條件惡劣時，通過上述技術(shù)獲得的pwht保證時間變得非常不足，并且無法適用更長時間的pwht。

因此，需要研發(fā)一種在鋼材的厚板化及焊接部條件的惡劣化的情況下，經(jīng)過長時間的pwht后，強度和韌性也沒有降低，即，對于pwht的抵抗性優(yōu)異的鋼材。

(專利文獻1)日本專利公開號第1997-256037號

技術(shù)實現(xiàn)要素：

(一)要解決的技術(shù)問題

本發(fā)明的一方面的目的在于提供一種經(jīng)過長時間的焊后熱處理(postweldheattreatment，pwht)后，強度和低溫韌性也沒有降低的焊后熱處理抵抗性優(yōu)異的壓力容器用鋼材及其制造方法。

(二)技術(shù)方案

本發(fā)明的一方面提供一種pwht后的低溫韌性優(yōu)異的高強度壓力容器用鋼材，以重量％計，其包括：碳(c)：0.02～0.15％、硅(si)：0.05～0.50％、錳(mn)：1.0～2.0％、鋁(al)：0.005～0.1％、磷(p)：0.015％以下、硫(s)：0.0015％以下、鈮(nb)：0.01～0.03％、釩(v)：0.01～0.03％、鈦(ti)：0.01～0.03％、鉻(cr)：0.005％以下、鉬(mo)：0.005％以下、銅(cu)：0.02～0.5％、鎳(ni)：0.05～0.60％、硼(b)：0.0002～0.0010％、氮(n)：0.0035～0.0065％及余量的fe和其他不可避免的雜質(zhì)，微細組織由面積分數(shù)為35～40％的鐵素體和余量的貝氏體的復(fù)合組織組成，所述貝氏體的板條束(packet)的大小為15μm以下。(三)有益效果

根據(jù)本發(fā)明，可提供一種壓力容器用鋼材，其具有500mpa級以上的強度，同時在焊接后進行長時間的熱處理后，強度和低溫韌性也不會劣化，從而能夠確保優(yōu)異的機械物理性質(zhì)。

附圖說明

圖1是觀察本發(fā)明的實施例的鋼材的微細組織的照片。

具體實施方式

本發(fā)明人為了提供對在惡劣的條件下進行焊接的厚板材進行長時間的pwht后強度和韌性仍然優(yōu)異的鋼材，進行深入研究，結(jié)果確認，通過優(yōu)化鋼的組成成分和制造條件，在高溫進行長時間的熱處理后，依然能夠提供具有所期望的機械物理性質(zhì)，即，低溫韌性和強度優(yōu)異的壓力容器用鋼材，由此完成了本發(fā)明。

下面，對本發(fā)明進行詳細說明。

優(yōu)選地，本發(fā)明的一方面的pwht后的低溫韌性優(yōu)異的高強度壓力容器用鋼材，以重量％計，包括：碳(c)：0.02～0.15％、硅(si)：0.05～0.50％、錳(mn)：1.0～2.0％、鋁(al)：0.005～0.1％、磷(p)：0.015％以下、硫(s)：0.0015％以下、鈮(nb)：0.01～0.03％、釩(v)：0.01～0.03％、鈦(ti)：0.01～0.03％、鉻(cr)：0.005％以下、鉬(mo)：0.005％以下、銅(cu)：0.02～0.5％、鎳(ni)：0.05～0.60％、硼(b)：0.0002～0.0010％、氮(n)：0.0035～0.0065％組成。

另外，除所述成分以外，其余由fe和其他不可避免的雜質(zhì)組成。

下面對如上控制本發(fā)明提供的壓力容器用鋼材的合金成分的理由進行詳細說明。此時，沒有特別說明的情況下，各成分的含量表示重量％。

碳(c)：0.02～0.15％

碳(c)是有效于提高鋼的強度的元素，為了充分獲得這種效果，優(yōu)選包含0.02％以上。但是，當(dāng)c的含量超過0.15％時，可能會引起焊接性和低溫韌性的劣化，因而不優(yōu)選。

因此，在本發(fā)明中，c的含量優(yōu)選限制為0.02～0.15％。

硅(si)：0.05～0.50％

硅(si)不僅是起到鋼水的脫氧作用的元素，還是有利于通過固溶強化來提高強度的元素。為了充分獲得這種效果，優(yōu)選添加0.05％以上的si，但是，當(dāng)si的含量過多而超過0.50％時，焊接性降低，鋼表面上形成厚的氧化覆膜。

因此，在本發(fā)明中，si的含量優(yōu)選限制為0.05～0.50％。

錳(mn)：1.0～2.0％

錳(mn)是有利于確保基于固溶強化效果的鋼的強度的元素，為了獲得這種效果，優(yōu)選添加1.0％以上的mn。但是，當(dāng)mn的含量超過2.0％時，mn與s結(jié)合而形成延伸的非金屬夾雜物mns，從而阻礙常溫延展性和低溫韌性，因而不優(yōu)選。

因此，在本發(fā)明中，mn的含量優(yōu)選限制為1.0～2.0％。

鋁(al)：0.005～0.1％

鋁(al)是與所述si一起為了鋼水的脫氧而添加的元素，為此，需要添加0.005％以上的al。但是，當(dāng)al的含量超過0.1％時，脫氧效果飽和，反而使制造成本上升，在經(jīng)濟方面有不利影響。

因此，在本發(fā)明中，al的含量優(yōu)選限制為0.005～0.1％。

磷(p)：0.015％以下

磷(p)是在煉鋼的過程中不可避免地含有而不利于低溫韌性的元素，因此，優(yōu)選將p的含量控制在盡可能低的范圍。

但是，為了去除所述p，以保持在非常低的含量，需要過多的費用，因此，優(yōu)選控制在0.015％以下。

硫(s)：0.0015％以下

硫(s)是在煉鋼的過程中不可避免地含有的元素，s與mn結(jié)合而形成延伸的非金屬夾雜物mns，從而阻礙常溫延展性和低溫韌性，因此，優(yōu)選將s的含量控制在盡可能低的范圍。

但是，為了去除所述s，以保持在非常低的含量，需要過多的費用，因此，優(yōu)選控制在0.0015％以下。

鈮(nb)：0.01～0.03％

鈮(nb)是再加熱時固溶于奧氏體而在后續(xù)的熱軋時使奧氏體晶粒微細化的有效元素，并且是與碳和氮結(jié)合而形成與基體(matrix)實現(xiàn)匹配的碳化物/氮化物(nb(c,n))，從而強化鋼的強度的重要元素。

為了充分獲得所述效果，優(yōu)選包含0.01％以上的nb，但是，當(dāng)nb的含量超過0.03％時，形成粗大的析出物，從而有可能阻礙鋼的韌性，因而不優(yōu)選。

因此，在本發(fā)明中，nb含量優(yōu)選限制為0.01～0.03％。

釩(v)：0.01～0.03％

釩(v)是形成碳化物/氮化物以提高鋼的強度的非常有利的元素，為了獲得這種效果，優(yōu)選添加0.01％以上的v。

當(dāng)所述v的含量小于0.01％時，無法形成微細的v碳化物，從而無法確保充分的強度，但是，當(dāng)所述v的含量超過0.03％時，組織內(nèi)馬氏體分率過度增大，使得m23c7粗大碳化物的大小增大，從而降低沖擊韌性。

因此，在本發(fā)明中，v的含量優(yōu)選限制為0.01～0.03％。

鈦(ti)：0.01～0.03％

鈦(ti)是與所述v一起形成碳化物/氮化物以增加強度的有效元素。為了獲得所述效果，優(yōu)選添加0.01％以上的ti，但是，當(dāng)ti的含量超過0.03％時，可能會在連鑄時表現(xiàn)為粗大的析出物，從而阻礙鋼的韌性，因而不優(yōu)選。

因此，在本發(fā)明中，ti的含量優(yōu)選限制為0.01～0.03％。

鉻(cr)：0.005％以下(0％除外)

鉻(cr)是增加強度的有效元素，但是，過度添加cr時，相比ceq的增大，所期望的強度上升效果低，并促進降低沖擊韌性的粗大碳化物的生長，因此，考慮上述問題，優(yōu)選包含0.005％以下的cr。

鉬(mo)：0.005％以下(0％除外)

鉬(mo)與所述cr相同，不僅是提高鋼的強度的有效元素，還具有防止發(fā)生硫化物所引起的龜裂的效果。這種mo為高價元素，考慮到制造費用的上升，優(yōu)選包含0.005％以下。

銅(cu)：0.02～0.50％

銅(cu)是固溶強化元素，有助于提高鋼的強度。為了獲得這種效果，優(yōu)選添加0.02％以上的cu，但是，當(dāng)cu的含量過多而超過0.50％時，不僅強度提高效果飽和，而且制造成本上升，從而在經(jīng)濟方面有不利影響。

因此，在本發(fā)明中，cu的含量優(yōu)選限制為0.02～0.50％。

鎳(ni)：0.05～0.60％

鎳(ni)是同時提高鋼的強度和韌性的元素，在本發(fā)明中，也對確保厚板材的強度和提高脆性破壞停止特性方面起到重要作用。

為了充分獲得所述效果，優(yōu)選添加0.05％以上的ni，但是，當(dāng)ni的含量超過0.60％時，由于是高價元素而存在制造成本大幅上升的問題。

因此，在本發(fā)明中，ni的含量優(yōu)選限制為0.05～0.60％。

硼(b)：0.0002～0.0010％

硼(b)是連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變時延遲奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體而提高熱軋鋼板的淬透性的有效元素。

為了獲得這種效果，優(yōu)選添加0.0002％以上的b，但是，當(dāng)b的含量超過0.0010％時，組織內(nèi)馬氏體分率過度增大，使得強度過度增加，由此降低沖擊韌性。并且，形成硼氧化物，從而阻礙鋼板的表面質(zhì)量，因而不優(yōu)選。

因此，在本發(fā)明中，b的含量優(yōu)選限制為0.0002～0.0010％。

氮(n)：35～65ppm

氮(n)是與nb及v一起形成如nb(c,n)、v(c,n)的碳化物/氮化物的重要元素，考慮到nb及v的化學(xué)計量比，優(yōu)選以35ppm(0.0035重量％)～65ppm(0.0065重量％)的范圍包含n。

當(dāng)所述n的含量小于35ppm時，不容易形成氮化物，但是，當(dāng)所述n的含量超過65ppm時，形成自由氮(freen)而成為降低鋼的沖擊韌性的原因。

因此，在本發(fā)明中，n的含量優(yōu)選限制為35～65ppm。

本發(fā)明的其余成分為fe。但是，在通常的制造過程中，從原料或者周圍環(huán)境中不可避免地混入雜質(zhì)，因此無法排除這些雜質(zhì)。這種雜質(zhì)對于通常的制造過程中的技術(shù)人員來說是眾所周知的，因此在本發(fā)明中不提及其全部內(nèi)容。

滿足所述成分組成的本發(fā)明的壓力容器用鋼材的微細組織優(yōu)選由鐵素體和貝氏體的復(fù)合組織組成，優(yōu)選地，以面積分數(shù)計，包含35～40％的所述鐵素體，包含60～65％的貝氏體。

當(dāng)所述鐵素體的分率小于35％或貝氏體的分率超過65％時，鋼的韌性可能會急劇降低，但是，當(dāng)鐵素體的分率超過40％或貝氏體的分率小于65％時，可能無法確保所期望的強度。

另外，所述貝氏體優(yōu)選僅由板條束(packet)的大小為15μm以下的貝氏體組成，當(dāng)貝氏體的板條束大小超過15μm時，在微細組織內(nèi)裂紋(crack)傳播時，傳播長度變長而導(dǎo)致沖擊韌性降低。

并且，本發(fā)明的壓力容器用鋼材包括碳化物/氮化物，此時，碳化物/氮化物優(yōu)選為nb(c,n)、v(c,n)及m7c3。

尤其，如上所述的碳化物/氮化物優(yōu)選具有微細大小的同時包含一定分率，其中，優(yōu)選地，nb(c,n)的平均大小為100nm以下，并包含0.01～0.05％分率的nb(c,n)，所述v(c,n)的平均大小為30nm以下，并包含0.01～0.03％分率的v(c,n)，所述m7c3的平均大小為25nm以下，并包含0.01～0.02％分率的m7c3。

如上所述，在本發(fā)明中形成微細的碳化物/氮化物，從而能夠確保所期望的機械物理特性，尤其在pwht后也能夠確保優(yōu)異的強度和韌性。

當(dāng)所述碳化物/氮化物的大小超過各自的限定范圍時，形成粗大的碳化物/氮化物，反而會降低強度和韌性，因而不優(yōu)選。

本發(fā)明的壓力容器用鋼材中，由以下關(guān)系式1表示的碳當(dāng)量(ceq)優(yōu)選為0.42以下。當(dāng)所述ceq值超過0.42時，焊接熱影響部(haz)硬化，韌性劣化，從而無法確保結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性。

[關(guān)系式1]

碳當(dāng)量(ceq)＝c+mn/6+(cr+mo)/5+(ni+cu)/15

其中，c、mn、cr、mo、ni、cu表示各元素的含量(重量％)。

就滿足所述成分組成和微細組織的本發(fā)明的壓力容器用鋼材而言，pwht后的強度和韌性優(yōu)異，尤其，進行以拉森-米勒參數(shù)(p；larson-millerparameter)為基準的最大達到20.2(×1,000)的熱處理后，鋼材的屈服強度為380mpa以上，拉伸強度為515～655mpa，在-46℃下的沖擊韌性為50j以上，具有優(yōu)異的強度，而且具有優(yōu)異的低溫韌性。

因此，本發(fā)明的壓力容器用鋼材可優(yōu)選適用于要求具有如上所述的機械物理性質(zhì)的石油化學(xué)制造設(shè)備、儲罐、熱交換器、反應(yīng)堆及冷凝器等中。

下面，對本發(fā)明的另一方面的pwht后的低溫韌性優(yōu)異的高強度壓力容器用鋼材的制造方法進行詳細說明。

首先，準備滿足所述成分組成的鋼坯后，進行再加熱的工藝。

此時，所述再加熱優(yōu)選在加熱爐均熱區(qū)內(nèi)的1140～1150℃下實施，當(dāng)所述再加熱溫度低于1140℃時，在連鑄過程中板坯內(nèi)生成的碳化物/氮化物難以再固溶，但是，當(dāng)所述再加熱溫度超過1150℃時，奧氏體的晶粒大小過于粗大，從而阻礙鋼板的物理性質(zhì)，因而不優(yōu)選。

因此，在本發(fā)明中，再加熱溫度優(yōu)選限制為1140～1150℃。

在所述溫度范圍內(nèi)再加熱后，優(yōu)選在1120～1140℃下進行提取。

之后，優(yōu)選地，對再加熱的鋼坯進行精軋，并獲得熱軋鋼板。

此時，熱精軋可在再結(jié)晶溫度范圍內(nèi)實施，優(yōu)選可在920～950℃的溫度范圍內(nèi)實施，此時，每道次(pass)的壓下率優(yōu)選控制在10％以上。

當(dāng)所述熱精軋時的溫度超過950℃時，奧氏體的晶粒生長速度增加，從而在軋制后也無法使晶粒微細化，但是，當(dāng)所述熱精軋時的溫度低于920℃時，熱軋性降低，可能會發(fā)生品質(zhì)不良。

并且，每道次的壓下率小于10％時，壓力(strain)無法施加至中心部，使得板坯內(nèi)的空隙沒有被壓縮，從而難以微細化中心部內(nèi)奧氏體晶粒。

將根據(jù)如上制造的熱軋鋼板空冷至常溫后，優(yōu)選在890～910℃溫度范圍內(nèi)加熱20～40分鐘。

之后，優(yōu)選對加熱的所述熱軋鋼板進行以下淬火(quenching)工藝，即，以熱軋鋼板的整個厚度方向的1/4t(t：厚度(mm))處為基準，以3℃/s以上的冷卻速度冷卻至450℃以下。

進行所述冷卻時，當(dāng)冷卻速度小于3℃/s或冷卻終止溫度超過450℃時，可能會發(fā)生粗大的鐵素體晶粒，且上部貝氏體(upperbainite)的板條束大小變得粗大。

此時，對所述冷卻速度的上限不作特別的限定，但考慮到冷卻設(shè)備，可控制在70℃/s以下，且所述冷卻也可冷卻至常溫。

優(yōu)選地，對如上經(jīng)過冷卻的熱軋鋼板進行以下回火(tempering)工藝，即，在610～640℃下進行20～60分鐘的熱處理。

當(dāng)所述熱處理溫度低于610℃時，難以形成微細的析出物，從而不利于確保強度，但是，當(dāng)所述熱處理溫度超過640℃時，形成粗大的析出物，從而不利于強度和低溫韌性。

在如上控制的溫度范圍內(nèi)，當(dāng)熱處理時間小于20分鐘時，難以實現(xiàn)組織的均質(zhì)化，但是，當(dāng)熱處理時時間超過60分鐘時，碳化物和碳化物/氮化物變得粗大，導(dǎo)致沖擊韌性降低，且導(dǎo)致生產(chǎn)性降低。

因此，本發(fā)明的回火工藝優(yōu)選在610～640℃下進行20～60分鐘。

通過如上所述的熱處理工藝而制造的本發(fā)明的鋼材，出于制造壓力容器時通過附加的焊接工藝去除殘余應(yīng)力等目的，需要進行pwht(postweldheattreatment)工藝。

一般情況下，在進行長時間的pwht工藝后會發(fā)生強度和韌性的劣化，但是根據(jù)本發(fā)明制造的鋼材在進行拉森-米勒參數(shù)(p；larson-millerparameter)為基準的最大達到20.2(×1,000)的熱處理后，強度和韌性也沒有大幅降低，從而能夠進行焊接施工。

尤其，本發(fā)明的鋼材在經(jīng)過所述pwht后，也滿足屈服強度為380mpa以上，拉伸強度為515～655mpa，在-46℃下的沖擊韌性為50j以上，從而具有優(yōu)異的強度和韌性。

下面，通過實施例對本發(fā)明進行更具體的說明。但是，需要注意的是，以下的實施例僅是用于例示并更詳細地說明本發(fā)明，并不限定本發(fā)明的權(quán)利范圍。本發(fā)明的權(quán)利范圍由權(quán)利要求書中記載的事項和由此合理推導(dǎo)的事項決定。

實施方式

(實施例)

在1140～1150℃下，對具有以下表1中表示的成分組成的鋼坯進行再加熱后，在表2中表示的條件下進行精軋而制造熱軋鋼板。之后，將所制造的各熱軋鋼板空冷至常溫后，以890～910℃的溫度范圍加熱20～40分鐘。在表2中的條件下，對所加熱的各熱軋鋼板進行淬火(quenching)及回火(tempering)熱處理，由此制造最終的鋼材。

從所制造的各鋼材中采集試片，測量屈服強度(ys)、拉伸強度(ts)及沖擊韌性(cvn)，并將測量結(jié)果表示在以下表3中。

所述沖擊韌性是通過在-46℃下進行沙爾皮v-缺口(charpyv-notch)沖擊試驗來測量，共測量三次后，取其平均值。

此時，所述強度和韌性的測量是在以拉森-米勒參數(shù)(p；lason-millerparameter)為基準的20(×1,000)的熱處理條件下，對進行pwht前后的強度和韌性進行的測量。

表1

在所述表1中b*及n*的成分含量的單位由“ppm”表示。

表2

在所述表2中，t4表示熱精軋開始溫度，t5表示熱精軋終止溫度。

表3

如上述表1至表3所示，可確認，滿足鋼成分組成和制造條件的發(fā)明例1～9的pwht前后的強度和韌性均優(yōu)異。

與此相反，即使鋼成分組成滿足本發(fā)明，但制造條件不滿足本發(fā)明的比較例1～12的pwht后的強度和韌性差。

尤其，比較例1～4是每道次壓下率和淬火速度不滿足本發(fā)明，且比較例5～8是淬火終止溫度過高的情況，可以確認，其無法充分獲得奧氏體的晶粒微細化效果，使得形成粗大的鐵素體，因此大體上沖擊韌性非常差。

比較例9和10是回火溫度非常低的情況，可以確認，pwht后的強度大幅增加，但韌性差。并且，比較例11和12是回火溫度過高的情況，其無法確保充分的強度。

另外，比較例13～28是制造條件滿足本發(fā)明，但鋼的成分組成不滿足本發(fā)明的情況，pwht后的強度或韌性差。

尤其，比較例13～16是mn的含量不充分的情況，其無法確保充分的固溶強化效果，因此強度較差。

比較例17～20是b及n的含量不充分的情況，其無法確保充分的強度。

比較例21～24是v的含量過多的情況，其組織內(nèi)的馬氏體分率過度增加而導(dǎo)致強度大幅增加，但沖擊韌性差。

比較例25～28的ni及cu的含量不充分，無法確保充分的強度，沖擊韌性也差。

并且，觀察并在圖1中示出了利用發(fā)明鋼3的比較例9的微細組織a和在與所述比較例9相同的條件下制造時，其中回火熱處理時在620℃下進行的情況下的微細組織b。

所述兩個鋼材在回火后包含面積分數(shù)為45％的鐵素體和55％的貝氏體，但是，在后續(xù)進行回火時，可以確認，在570℃下進行的比較例9中沒有發(fā)生貝氏體內(nèi)碳化物的擴散，使得基體的強度非常高，且韌性差。