CN112011727A - 超高强低温韧性钢、超高强低温韧性棒材及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种超高强低温韧性钢，其化学元素质量百分配比为：C：0.150～0.250％、Si：0.10～0.50％、Mn：0.60～1.50％、Cr：0.30～1.20％、Mo：0.20～0.80％、Ni：2.00～4.00％、Nb：0～0.10％、B：0.0010～0.0050％、V：0～0.12％、Ti：0.003～0.06％、Al：0.01～0.08％，余量为Fe和其他不可避免的杂质。此外，本发明还公开了一种超高强低温韧性棒材，其由上述的超高强低温韧性钢制得。另外，本发明还公开了一种上述的超高强低温韧性棒材的制造方法，其包括步骤：冶炼和浇铸；加热；锻造或轧制；淬火；回火。

Description

超高强低温韧性钢、超高强低温韧性棒材及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种超高强度钢材料及其制造方法，尤其涉及一种超高强低温钢及其制造方法。

背景技术

低温高强韧钢棒材可应用于海洋平台系泊链的生产和高安全性机械及结构类部件。随着深海的海洋资源开发，海洋平台大型化、结构和功能复杂化，对海洋平台系泊链的要求也日益提高。海洋平台系泊链的使用环境恶劣，承受高的抗拉载荷、海浪运动时海水冲击、海水侵蚀和微生物腐蚀的影响。

大型海洋平台需要更高强度级别和更高冲击韧性的系泊链用钢，而海洋平台系泊链用钢目前主要包括R3，R3S、R4、R4S、R5，其对应的抗拉强度分别是690MPa、770MPa、860MPa、960MPa和1000MPa。

基于此，期望获得一种超高强低温韧性钢。而目前，国内外对高强韧钢材的研究，一般选取适当的化学成分，采用控制轧制控制冷却或淬火回火工艺，生产满足力学性能要求的高强韧钢材。当采用控轧控冷方式生产高强度钢材，在轧制和冷却过程中控制难度较大，会影响钢力学性能的整体均匀性。当采用淬火回火工艺生产高强度钢材，通过优化合金元素和碳元素的含量，提高钢的淬透性，使钢在冷却过程中形成马氏体组织。马氏体是碳固溶在铁原子体心立方晶格中，使bcc晶格沿c轴方向延伸形成的正方晶格，此类的组织具有较高的强度和硬度。以马氏体为主的高强度钢材，由于应变贮存能达到1000J/mol，位错密度大，因而，导致低温冲击功较差。但是，马氏体型高强度钢种内部存在高密度位错和亚晶界，在拉伸过程中出现微小缺陷如微裂纹的情况下会迅速断裂失效，因此，延伸率较低。

例如：公开号为CN103667953A，公开日为2014年3月26日，名称为“一种低环境裂纹敏感性超高强韧性洋系泊链钢及其制造方法”的中国专利文献公开了一种低环境裂纹敏感性超高强韧性洋系泊链钢及其制造方法。在该专利文献所公开的技术方案中，其成分质量百分比为：C0.12～0.24，Mn0.10～0.55，Si0.15～0.35，Cr0.60～3.50，Mo0.35～0.75，N≤0.006，Ni0.40～4.50，Cu≤0.50,S≤0.005，P0.005～0.025，O≤0.0015，H≤0.00015，余量为Fe和不可避免杂质。

又例如：公开号为CN101519751，公开日为2009年9月2日，名称为“一种高性能海洋系泊链钢及其制造方法”的中国专利文献公开了一种高性能海洋系泊链钢及其制造方法。在该专利文献所公开的技术方案中，C 0.16～0.27，Mn 0.40～1.05，Si 0.15～0.50，Cr1.25～2.50，Mo 0.20～0.60，Al 0.01～0.06，N 0.004～0.015，S≤0.005，P≤0.015，余量为Fe和不可避免杂质；该系泊链钢的整体力学性能为：抗拉强度σb≥1000MPa，延伸率δ≥15％，断面收缩率ψ≥55％，-20℃下的冲击功Akv≥80J，屈强比σs/σb≤0.92。

发明内容

本发明的目的之一在于提供一种超高强低温韧性钢，该超高强低温韧性钢可以实现抗拉强度达到1150MPa级，且其具有良好的低温韧性和延伸率，可以用于需要高强韧材料的场合，例如海洋平台系泊链、汽车和机械结构。

为了实现上述目的，本发明提出了一种超高强低温韧性钢，其化学元素质量百分配比为：

C：0.150～0.250％、Si：0.10～0.50％、Mn：0.60～1.50％、Cr：0.30～1.20％、Mo：0.20～0.80％、Ni：2.00～4.00％、Nb：0～0.10％、B：0.0010～0.0050％、V：0～0.12％、Ti：0.003～0.06％、Al：0.01～0.08％，余量为Fe和其他不可避免的杂质。

在本发明所述的超高强低温韧性钢中，各化学元素的设计原理如下所述：

C：在本发明所述的超高强低温韧性钢中，C添加到钢中，可以提高钢的淬透性，使钢在淬火冷却过程中形成硬度较高的低温相变组织，从而提高钢的强度。此外，若C的质量百分比提高，则会提高硬相如马氏体相和下贝氏体相的比例，虽然可以提高钢的硬度，但也因此，导致韧性下降。但若C的质量百分比太低，则会导致低温相变组织如马氏体和下贝氏体含量低，无法获得较高的抗拉强度。基于此，在本发明所述的超高强低温韧性钢中控制C的质量百分比为0.150～0.250％。

Si：在本发明所述的技术方案中，Si在钢中以置换方式替代Fe原子，阻碍位错运动，有益于钢材强度提升。Si可降低C在铁素体的中扩散能力，因此在回火时适量的Si可避免形成粗大的碳化物在缺陷处析出。并且，较高的Si含量会降低钢材的低温冲击韧性。基于此，在本发明所述的超高强低温韧性钢中将Si的质量百分比控制在：0.10～0.50％。

Mn：在本发明所述的超高强低温韧性钢中，Mn是残余奥氏体稳定化元素，钢中的Mn主要以固溶形式存在。钢在淬火过程中，Mn会抑制扩散型相变，提高钢的淬透性，形成低温相变组织，此类组织具有较高的强度。然而，Mn的质量百分比过高会导致形成较多的残余奥氏体，降低钢的屈服强度，同时含锰钢过热敏感性较大，因此，Mn的质量百分比过高，可以使得淬火加热奥氏体晶粒容易长大，Mn能够促进有害元素在晶界偏聚，增大钢的回火脆性倾向。因此，在本发明所述的技术方案中，采用添加质量百分比为0.60～1.50％的Mn，以有利于提高钢的淬透性，避免形成过多的残余奥氏体，降低钢的过热敏感性。

Cr：在本发明所述的超高强低温韧性钢中，将Cr添加到钢中，会降低γ-α相变驱动力，阻止相变时碳化物形核长大，并会抑制钢的扩散型相变，提高钢的淬透性，形成硬化的马氏体组织，获得具有较高强度的钢材。同时，在加热过程中，若Cr的碳化物未完全溶解，则会起到抑制奥氏体晶粒长大的作用。此外，若Cr的质量百分比过高，会形成粗大的碳化物，恶化低温冲击性能，因此，在本发明所述的超高强低温韧性钢中控制Cr的质量百分比在0.30～1.20％，以保证钢的强度和低温冲击性能。

Mo：在本发明所述的技术方案中，Mo是铁素体形成元素，利于提高钢的淬透性，使钢在淬火过程中形成贝氏体和马氏体。若淬火速度较快，且在较低温度范围回火，则Mo主要以固溶形式存在于钢中，起到固溶强化效果；而在较高的温度回火，则会形成细小的碳化物提高钢的强度，Mo的碳化物稳定不易长大，能细化晶粒。但考虑到Mo是贵重合金元素，加入较高的Mo会导致成本上升。因此，在本发明所述的技术方案中，控制Mo的质量百分比在0.20～0.80％，以获得强韧性和焊接性能的匹配。

Ni：在本发明所述的超高强低温韧性钢中，Ni在钢中以固溶形式存在，尤其是在本案所设计的成分体系当中，Ni以Fe-Ni-Mn的面心立方晶格形式存在，降低层错能，减小位错运动阻力，改善钢基体韧度，提高钢的低温冲击性能。此外，Ni是奥氏体化形成元素，过高的Ni含量会导致钢材中的残余奥氏体含量过高，降低钢的强度。基于此，本发明所述的超高强低温韧性钢中控制Ni的质量百分比在2.00～4.00％，以保证钢的低温冲击韧性和强度。

Nb：在本发明所述的技术方案中，Nb加入钢中，可以起到对钢再结晶的抑制作用，Nb在钢中以置换溶质原子存在，由于Nb原子比Fe原子尺寸大，容易在位错线处偏聚，对位错移动产生强烈拖曳作用。同时，Nb在钢中可以形成NbC和NbN等间隙中间相，再结晶过程中，对位错的钉扎和亚晶界的迁移起阻碍作用，能够有效细化晶粒，Nb含量较高，在高温回火条件下会形成粗大的NbC颗粒，恶化钢材低温冲击功。配合其它合金元素，因此，在本发明所述的超高强低温韧性钢中，控制Nb的质量百分比为0～0.10％的Nb以保证钢的力学性能。

B：在本发明所述的超高强低温韧性钢中，B在炼钢的过程中，可以改变钢的凝固过程和铸态组织，与钢液反应形成微细质点，而成为凝固过程中的非自发形核核心，降低了形核功，增大了形核率；同时，B在钢中属于表面活性元素，容易吸附在固态晶核表面，阻碍了晶体生长所需的原子供应，阻碍晶体长大，同时B可以极大提高钢的淬透性。因此，B可以细化铸态组织，减少枝晶偏析和区域偏析，改善钢的均匀性，提高淬透性。基于此，在本发明所述的技术方案中，控制B的质量百分比在0.0010～0.0050％。

V：在本发明所述的超高强低温韧性钢中，V与C形成VC，细小的VC会对位错起到一定的阻碍作用，同时VC溶解温度高，能有效组织晶界移动，细化晶粒，提高钢的强度。较高温度回火的条件下，若C和V的质量百分比均较高，则会形成粗大的VC颗粒，降低钢的冲击性能。因此，综合考虑本案的其他合金元素的添加情况，在本发明所述的技术方案中V的质量百分比控制在0～0.12％的V，以保证钢的力学性能。

Ti：在本发明所述的超高强低温韧性钢中，Ti与钢中的C和N形成化合物，TiN的形成温度为1400℃以上，通常在液相或δ铁素体中析出，实现细化奥氏体晶粒的目的。若Ti的质量百分比过高，则会形成粗大的TiN析出，导致钢的冲击性能和疲劳性能降低。此外，在回火过程中，若Ti的质量百分比过高，则会导致低温冲击功波动幅度增加。基于此，在本发明所述的超高强低温韧性钢中控制Ti的质量百分比在0.003～0.06％。

Al：在本发明所述的超高强低温韧性钢中，Al在炼钢时形成细小的AlN析出，在随后的冷却过程中抑制奥氏体晶粒长大，达到细化奥氏体晶粒、提高钢在低温下的韧性的目的。但若Al的质量百分比过高，则会导致较大的Al的氧化物形成，使钢超声波探伤不合格。此外，粗大的氧化铝硬质夹杂会恶化钢的疲劳性能。基于此，在本发明所述的超高强低温韧性钢中Al的质量百分比控制在0.01～0.08％，以提高钢的韧性。

综上所述可以看出，本发明所述的超高强低温韧性钢所采用的化学成分体系，充分利用了各种合金元素对相变和微观组织的影响，以保证钢的强度、低温冲击韧性和延伸率，从而可以获得具有超高强韧性和强塑性匹配的抗拉强度1150MPa级高强度的钢材。

进一步地，在本发明所述的超高强低温韧性钢中，还含有0＜Cu≤0.30％和/或0＜Ca≤0.005％。

在上述方案中，Cu加入到钢中，会在回火过程中形成细微的纳米级ε-Cu析出，从而提高钢材的强度，同时加入一定量的Cu，可以有利于提高钢材的耐腐蚀能力。但考虑到Cu的熔点较低，若添加Cu的质量百分比过高，在加热奥氏体化过程中Cu会富集在晶界，导致晶界弱化以致开裂。基于上述考虑，在本发明所述的超高强低温韧性钢的一些优选的实施方式中，可以控制Cu的添加量为0＜Cu≤0.30％。

此外，在一些实施方式中，可以加入质量百分比≤0.005％的Ca，以形成CaS，改善夹杂物的尺寸和形貌，提高钢的低温冲击韧性。

进一步地，在本发明所述的超高强低温韧性钢中，其他不可避免的杂质满足下列各项的至少其中之一：P≤0.015％、S≤0.003％、H≤0.0002％、N≤0.0150％、O≤0.0030％。

P：钢中P在晶界偏聚，会降低晶界的结合能，恶化钢的低温冲击性能。P和Mn共同存在会加剧钢的回火脆性。在晶界偏聚的P会使钢在受到冲击载荷的作用时发生沿晶断裂，形成较大的解理面，降低钢在受到冲击时吸收的能量。因此，为了保证超高强低温韧性钢的低温冲击韧性，可以控制P的质量百分比为：P≤0.015％。

S：S在δ铁素体和奥氏体中的溶解度很小，在钢液凝固过程中，S会发生偏聚，形成较多的硫化物夹杂，危害钢的超声波探伤性能和低温冲击性能。易切削钢种中添加S，形成CaS提升切削性能。对于本发明所述的超高强低温韧性钢中，对S的质量百分比的控制考虑的主要因素是处于避免粗大的硫化物对冲击性能损害。为了保证钢材具有良好的低温冲击性能，可以在本发明所述的超高强低温韧性钢中控制S的质量百分比为：S≤0.003％。

H：H受到钢中刃型位错静水压力场的作用，会在缺陷处聚集，形成氢脆。对于本发明所述的超高强低温韧性钢而言，由于抗拉强度级别在1100MPa以上，因而，使得其位错、亚晶界等密度高，若H的质量百分比过高，则在钢淬火和回火热处理后，缺陷处富集较多的H原子。H原子聚集会形成H分子，导致钢发生延迟断裂。考虑本发明所述的超高强低温韧性钢在制成海洋平台系泊链时，由于海水对系泊链的腐蚀及H的渗透，极有可能导致高强度系泊链在使用时发生延迟开裂，危及海洋平台的安全。因此，在本发明所述的技术方案中可以将H的质量百分比控制在H≤0.0002％。

N：N在钢种形成AlN或TiN，起到细化奥氏体晶粒的作用，但N的质量百分比的增加会导致其在缺陷处富集量增加，同时形成粗大的氮化物析出颗粒，进而影响钢低温冲击功，基于此，在本发明所述的技术方案中，可以控制N的质量百分比在：N≤0.0150％。

O：O与钢种的Al形成Al₂O₃、TiO等，为保证钢组织均匀性和低温冲击功，在本发明所述的技术方案中，可以控制O的质量百分比在O≤0.0030％。

进一步地，在本发明所述的超高强低温韧性钢中，其微观组织为回火马氏体+回火贝氏体。

进一步地，在本发明所述的超高强低温韧性钢中，其屈服强度≥950MPa，抗拉强度≥1150MPa，-20℃以下的夏比冲击功Akv≥75J，延伸率≥15％，断面收缩率≥55％。

相应地，本发明的另一目的还在于提供一种超高强低温韧性棒材，该超高强低温韧性棒材可以实现抗拉强度达到1150MPa级，且其具有良好的低温韧性和延伸率，可以用于需要高强韧材料的场合，例如海洋平台系泊链、汽车和机械结构。

为了达到上述发明目的，本发明还提出一种超强低温韧性棒材，其由上述的超高强低温韧性钢制得。

进一步地，在本发明所述的超高强低温韧性棒材中，其直径为≤180mm。

此外，本发明的又一目的在于提供一种超高强低温韧性棒材的制造方法，通过该制造方法可以获得一种超高强低温韧性棒材，该超高强低温韧性棒材可以实现抗拉强度达到1150MPa级，且其具有良好的低温韧性和延伸率，可以用于需要高强韧材料的场合，例如海洋平台系泊链、汽车和机械结构。

为了达到上述发明目的，本发明提出了上述的超高强低温韧性棒材的制造方法，其包括步骤：

冶炼和浇铸；

加热；

锻造或轧制；

淬火：淬火步骤的奥氏体化温度为840-1050℃，奥氏体化后采用水淬；

回火：回火温度为500-650℃，回火后进行空冷或水冷。

在本发明所述的技术方案中，淬火步骤中控制奥氏体化温度为840-1050℃，是因为：在该过程中，碳化物形成元素例如Nb、V、Ti、Cr和Mo的碳氮化物全部或部分溶解，而未溶解的碳氮化物钉轧奥氏体晶界，可以避免奥氏体晶粒过于粗大，实现淬火后晶粒细化的目的，提高钢的强韧性。在随后进行的冷却过程中，固溶在奥氏体中的合金元素提高钢的淬透性，使得最终马氏体更加细小，使得最终获得的超高强低温韧性棒材具有超高强度和良好的韧性。

需要说明的是，在浇铸时，可以采用模铸或连铸。

淬火后的超高强低温韧性棒材在500-650℃做回火热处理，是因为：淬火过程中，钢形成缺陷密度较大的下贝氏体和马氏体组织，内部有较大的应变储存能，内应力分布不均匀。高温回火过程中，Nb、V会和C、N形成细小的碳化物，同时Cr和Mo在高温回火过程中也形成细小的碳化物析出，提高了钢的强度和强韧性匹配。同时由于高密度位错湮灭和小角晶界运动，使钢的微观组织更加均匀，改善了低温回火后延伸率低的现象。在本案所限定的回火温度范围内，可以保证钢具有良好的强韧性和强塑性，有效降低钢的内部应力，有利于棒材的加工和使用，如生产高性能的R6海洋平台系泊链。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在加热步骤中，加热温度为1050～1250℃。

上述方案中，加热温度设置在1050～1250℃，是因为：在该加热过程中，Nb、V和Ti的碳氮化物、Cr和Mo的碳化物部分或全部溶解于奥氏体中，在随后的轧制或锻造以及淬火过程中，Nb、V和Ti形成细小的碳氮化物，钉轧奥氏体晶界，细化钢轧态组织。此外，固溶在奥氏体中的Cr和Mo，可以提高钢的淬透性。固溶在奥氏体中的Cr和Mo在淬火时提高马氏体的淬硬性。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，终轧或终锻的温度≥800℃。

上述方案中，在终轧或终锻温度≥800℃的条件下，钢材可以发生再结晶和应变诱导析出，进而形成具有细化的贝氏体和马氏体复相基体组织，且有细小的碳氮化物析出，从而可以进一步提高钢的性能。

本发明所述的超高强低温韧性钢、超高强低温韧性棒材及其制造方法相较于现有技术具有如下所述的优点以及有益效果：

本发明所述的超高强低温韧性钢所采用的化学成分体系，充分利用了各种合金元素对相变和微观组织的影响，以保证钢的强度、低温冲击韧性和延伸率，从而可以获得具有超高强韧性和强塑性匹配的抗拉强度1150MPa级高强度的钢材。

此外，本发明所述的超高强低温韧性钢的抗拉强度达到1150MPa级，并且轧制或锻造好的超高强低温韧性棒材在淬火后采用回火工艺，形成回火马氏体和回火贝氏体基体组织，基体上有细化的碳化物析出，消除了钢材的内应力，具有良好的组织均匀性。

另外，本发明所述的超高强低温韧性钢中其钢材的成分和工艺设计合理，工艺窗口宽松，可以在棒材或板材产线上实现批量商业化生产。

附图说明

图1为实施例4的超高强低温韧性棒材在光学显微镜下的金相组织图。

图2为实施例4的超高强低温韧性棒材在扫描电子显微镜下的金相组织图。

具体实施方式

下面将结合说明书附图和具体的实施例对本发明所述的超高强低温韧性钢、超高强低温韧性棒材及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。

实施例1-6

上述实施例1-6的超高强低温韧性棒材采用以下步骤制得：

按照表1所示的化学成分进行冶炼和铸造，其中，冶炼时可以采用转炉或电路炼钢，并浇铸成连铸坯。

铸坯加热到1180～1270℃，保温时间≥1.5h。

按照表2所示的参数进行锻造或轧制。

淬火：淬火步骤的奥氏体化温度为840-1050℃，奥氏体化后采用水淬；

回火：回火温度为500-650℃，回火后进行空冷或水冷。

需要说明的是，锻造或轧制后可以采用空冷或缓冷。

表1列出了实施例1-6的超高强低温韧性棒材的各化学元素的质量百分配比。

表1.(wt％，余量为Fe和除了P、S、H、N以及O以外的其他杂质)

表2列出了实施例1-6的超高强低温韧性棒材的具体工艺参数。

表2.

对实施例1-6的超高强低温韧性棒材进行性能测试，不同直径圆钢性能测试结果如下表3所示。

表3.

注：-20℃纵向冲击功中三列分别代表三个平行试样的测试结果。

从表3可以看出，本案各个实施例的屈服强度≥950Mpa，抗拉强度≥1150MPa，-20℃以下的夏比冲击功Akv≥75J，延伸率≥15％，断面收缩率≥55％，由此可以看出，本发明所述的超高强低温韧性棒材具有良好的强度、低温韧性和塑形。

图1为实施例4的超高强低温韧性棒材在光学显微镜下的金相组织图。图2为实施例4的超高强低温韧性棒材在扫描电子显微镜下的金相组织图。

结合图1和图2可以看出，实施例4的超高强低温韧性棒材的微观组织为回火马氏体+回火贝氏体。

综上所述可以看出，本发明所述的超高强低温韧性钢所采用的化学成分体系，充分利用了各种合金元素对相变和微观组织的影响，以保证钢的强度、低温冲击韧性和延伸率，从而可以获得具有超高强韧性和强塑性匹配的抗拉强度1150MPa级高强度的钢材。

此外，本发明所述的超高强低温韧性钢的抗拉强度达到1150MPa级，并且轧制或锻造好的超高强低温韧性棒材在淬火后采用回火工艺，形成回火马氏体和回火贝氏体基体组织，基体上有细化的碳化物析出，消除了钢材的内应力，具有良好的组织均匀性。

另外，本发明所述的超高强低温韧性钢中其钢材的成分和工艺设计合理，工艺窗口宽松，可以在棒材或板材产线上实现批量商业化生产。

需要说明的是，本发明的保护范围中现有技术部分并不局限于本申请文件所给出的实施例，所有不与本发明的方案相矛盾的现有技术，包括但不局限于在先专利文献、在先公开出版物，在先公开使用等等，都可纳入本发明的保护范围。

此外，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。

还需要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种超高强低温韧性钢，其特征在于，其化学元素质量百分配比为：

C：0.150～0.250％、Si：0.10～0.50％、Mn：0.60～1.50％、Cr：0.30～1.20％、Mo：0.20～0.80％、Ni：2.00～4.00％、Nb：0～0.10％、B：0.0010～0.0050％、V：0～0.12％、Ti：0.003～0.06％、Al：0.01～0.08％，余量为Fe和其他不可避免的杂质。

2.如权利要求1所述的超高强低温韧性钢，其特征在于，还含有0＜Cu≤0.30％和/或0＜Ca≤0.005％。

3.如权利要求1所述的超高强低温韧性钢，其特征在于，其他不可避免的杂质满足下列各项的至少其中之一：P≤0.015％、S≤0.003％、H≤0.0002％、N≤0.0150％、O≤0.0030％。

4.如权利要求1所述的超高强低温韧性钢，其特征在于，其微观组织为回火马氏体+回火贝氏体。

5.如权利要求1所述的超高强低温韧性钢，其特征在于，其屈服强度≥950MPa，抗拉强度≥1150MPa，-20℃以下的夏比冲击功Akv≥75J，延伸率≥15％，断面收缩率≥55％。

6.一种超高强低温韧性棒材，其由如权利要求1-5中任意一项所述的超高强低温韧性钢制得。

7.如权利要求6所述的超高强低温韧性棒材，其特征在于，其直径为≤180mm。

8.如权利要求6或7所述的超高强低温韧性棒材的制造方法，其包括步骤：

冶炼和浇铸；

加热；

锻造或轧制；

淬火：淬火步骤的奥氏体化温度为840-1050℃，奥氏体化后采用水淬；

回火：回火温度为500-650℃，回火后进行空冷或水冷。

9.如权利要求8所述的制造方法，其特征在于，在加热步骤中，加热温度为1050～1250℃。

10.如权利要求8所述的制造方法，其特征在于，终轧或终锻的温度≥800℃。

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