超高强度高韧性易焊接超细奥氏体晶粒钢及其制造方法

专利名称：：超高强度高韧性易焊接超细奥氏体晶粒钢及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及一种超细晶粒钢及其制造方法，特别是涉及一种具有超高强度、优异低温韧性、良好焊接性等多种特性的超细奥氏体晶粒钢及其制造方法，该方法可用于热轧薄板、薄壁无缝钢管、细轴类零件等薄规格高性能结构件的制造。
背景技术：
：目前，钢铁材料仍然是结构材料的主体，焊接仍然是主要的结构制造工艺。发展具有超高强度、优异低温韧性和良好焊接性等多种特性为一体的高性能钢铁材料及其关键制造技术，是满足现代重要结构向长效安全、减轻自重和节能降耗方向发展的一个重要途径。国际上一般认为，屈服强度^840MPa(120ksi)的结构用钢可称为超高强度结构钢。如何在使这类钢达到超高强度级别的同时，满足对低温韧性和焊接性的要求，是近十年来的研究与开发热点。众所周知，在固溶强化、沉淀强化、相变强化及形变强化等多种强化技术中，只有细化晶粒，才能同时提高钢的强度和韧性。其中，细化奥氏体晶粒对大幅度提高材料低温韧性的作用尤其显著。由于实现晶粒细化的本质条件是提高晶核形核率和抑制长大速率。因此，目前在开发高性能超高强度结构钢方面，广泛采取的是以控制形变奥氏体再结晶为核心、综合运用低碳合金化、微合金化设计、再结晶控制轧制(RCR)、热机械控制加工(TMCP)、加速冷却等多种手段的材料强韧化技术。国内外对此进行了广泛探索，并已形成了多项专利。分析这类专利所公开的超高强度结构钢及其相关制造方法可以发现，它们均存在如下诸多不足之处的一种、或两种、或两种以上1)要求钢中加入大量的Cr、Mo、Ni、Cu等贵重的合金元素，虽然达到了相应的强度级别，但增加了合金资源成本。如国际专利"低温韧性优异的超高强度低碳合金钢管及其制造方法"(公开号WO2005035800Al)，要求钢中铬、钼的实际含量分别达到0.550.80°/。和0.300.50%;住友金属的专利JP60121219和JP89025371，要求钢中的镍含量为1.003.00%，铬含量为0.401.20%;宝钢专利"可大线能量焊接的超高强度厚钢板及其制造方法"(申请号200410017255.5)，要求镍含量为0.500.80%，铜含量为0.500.80%;武钢专利"具有优良耐蚀性和抗疲劳性的超高强度钢及其制造方法"(公开号CN1888120A)，要求同时达到镍含量为0.300.80%，铜含量为0.250.80%，钼含量为0.200.50%;Exxonmobil公司的专利WO200039352,钢中的镍含量要求>1.0%;该公司另一专利"超低温韧性优异的可焊接的超高强度钢板的生产方法"(公开号CN1390960A)，要求Mo含量为0.300.70%。2)要求采用再结晶区控轧后的低温轧制和轧后快速冷却，虽然也同样达到了相应的强度级别，并减少了合金用量，但对冶金技术装备要求苛刻，实际上增加了设备和工序成本。如上述专利WO200039352,要求轧后在线冷却速度在10°C/s以上；上述专利CN1390960A，要求终轧温度低于850。C;上述专利CN1888120A，要求终轧温度为780850。C且轧后冷速为1535°C/s。3)要求钢中的碳含量偏高，虽然对达到超高强度级别有利，但有损钢的焊接性能。如上述专利WO2005035800A1，要求碳含量范围为0.060.18%;公开的中国专利"屈服强度960MPa以上超高强度钢板及其制造方法"(公开号CN184072A)和"屈服强度llOOMPa以上超高强度钢板及其制造方法"(公开号CN1840723A)，均要求碳含量范围为0.080.20%。由于碳含量和碳当量偏高，为避免产生焊接冶金缺陷，严格控制预热温度和层间温度等工艺参数是必不可少的措施，从而使结构制造成本增加。由此可见，上述现有超高强度结构钢的合金设计及相关制造方法，均不利于以较低的成本和资源消耗，获得集超高强度、优异低温韧性和良好焊接性等多种特性为一体的高性能钢铁材料。细化奥氏体晶粒的另一种方法是利用直接电阻加热或感应加热，将工件以较快的速率加热到一定的奥氏体化温度，经短时保温后进行淬火，以达到细化奥氏体晶粒的目的，国内外对此也有相关成果和专利的报道。如日本JFE公司2006年开发了一种超细奥氏体晶粒中碳合金钢棒材的制造技5术，经采用极快速热循环淬火后，奥氏体晶粒平均尺寸达到23pm。中国专利(公开号CN1045996A)为縮短钢的渗碳(或碳氮共渗)时间，提出了利用电阻(或感应)加热的"多次短时循环化学热处理法"，该方法在进行快速渗碳的同时，还可达到细化奥氏体晶粒的目的。中国专利"一种高强度精轧螺纹钢筋连续感应热处理工艺"(公开号CN1453375A)，介绍了一种适用于中碳Cr-Mo-V螺纹钢筋进行轧后连续感应加热淬火+回火热处理、以取代原有的轧后穿水冷却+自回火工艺，从而解决产品性能波动问题的方法。由此可见，上述成果或专利虽然都采用了直接电阻加热或感应加热的淬火处理方法，但都均未涉及同时具有超高强度、高韧性、易焊接和超细奥氏体晶粒等多种特性的高性能钢铁材料及其制造方法。
发明内容本发明的目的在于提供一种超高强度高韧性易焊接超细奥氏体晶粒钢及其制造方法，所述钢可用于热轧薄板、薄壁无缝钢管和细轴类零件等薄规格高性能结构件的制造。所述制造方法具有合金资源消耗较少、热处理时间短、工件变形小、氧化脱碳层薄和生产成本较低的优点。为实现上述目的，本发明所述的制造方法包括以下步骤采用纯净钢冶炼技术，制成方坯、板坯或圆坯等各种截面形状的坯料；将坯料加热后经过轧制、锻造或穿孔轧制等变形后，获得具有板状、棒状或无缝钢管的外形和尺寸；将成形后的工件在ACl以下的温度回火230分钟；采用直接电阻加热或感应加热方式，将工件以100500°C/s的速率加热到实际Ac3以上5010(TC，保温时间不超过60秒，然后以50500°C/s的冷速进行淬火；将经过淬火处理的工件在ACl以下的温度回火230min或不经过回火处理；制得具有上述多种特性的薄规格板材、棒材和管材。为达到上述目的，需要对本发明涉及的钢的化学成分进行精心设计和控制，其中各合金成分的作用机理是(1)碳碳是一种提高钢的强度的便宜元素。当碳含量低于0.04%时，难于达到一定的强度；但当碳含量高于0.14%时，钢的韧性和焊接性显著降低。因此，碳含量应控制在0.040.14%。(2)锰锰是一种有效增加钢的淬透性的元素，因此也提高强度和韧6性。当锰含量低于0.50%时，难于达到所需要的强度水平；当锰含量高于1.75%时，会产生明显的偏析带状组织，使韧性下降。因此，锰含量应控制在0.501.75%。(3)硅硅是一种炼钢时最有效的脱氧元素之一，并可提高钢的强度。当硅含量低于0.10%时，钢易氧化；当硅含量高于0.50%时，钢的韧性和焊接性都降低。因此，硅含量应控制在0.100.50%。(4)硫硫严重损害钢的韧性。因此，硫含量应控制在0.010%以下。(5)磷磷严重损害钢的韧性。因此，磷含量应控制在0.015%以下。(6)硼在钢中加入520ppm的微量硼，可显著增加低碳低合金钢的淬透性，有利于在淬火时获得马氏体或贝氏体硬相，并可节省铬、钼、钒等贵重铁合金资源。另外，由于电炉钢氮含量偏高，以自由氮形式在钢中存在时，会引起钢的时效脆化，硼还可以作为固氮元素，以抑制氮的不利影响。(7)镍镍是一种显著提高钢的低温韧性的元素，但是，镍是一种贵重金属。因此，在低温韧性已有充分富余的情况下，镍含量限制在0.50%以下。(8)铬铬是一种显著提高钢的强度、韧性和耐蚀性的元素。但是，当铬含量高于1.0%时，焊接热影响区的韧性明显下降。因此，铬含量应控制在^1.0%。(9)钼钼是一种阻止回火软化、有效提高钢的强度的元素。但是，钼铁是一种贵重的铁合金，有必要限制其最高添加量。因此，钼含量应控制在^0.80%。(10)钒钒是一种有效提高钢的强度的元素，即使添加少量的钒，也能阻止钢的回火软化。但是，钒铁也是一种贵重的铁合金，有必要限制其最高添加量。因此，钒含量应控制在^0.10%。(11)铜铜是一种显著提高钢的耐蚀性的元素，但因其昂贵，不易多加，因此，铜含量应控制在0.100.30%。(12)钛即使在钢中添加少量的钛，也能有效细化钢的组织，改善钢的韧性和焊接性能。合适的钛含量应控制在0.0100.050%。7(13)铝在炼钢过程中加入铝，可以减少钢中的夹杂物含量，并细化晶粒。合适的铝含量是0.0100.050%。(14)铌在钢中添加S0.050。/。的Nb，其作用是显著细化形变奥氏体的晶粒尺寸，调质处理时改善钢的淬透性，并通过Nb在回火时的析出或二次硬化，提高钢的回火稳定性和强度。(15)其他残余元素钢中其他元素及其控制范围是锡(Sn)■0.05%;锑(Sb)互0.05%;铅(Pb)^0.05%;砷(As)$0.05%;钢中残余元素的总量按以下要求控制Sn+Sb+Pb+As^0.15%因此，根据上述制造方法，本发明涉及的超高强度高韧性易焊接超细奥氏体晶粒钢，其化学成分为(wt%):C:0.040.14，Mn:0.501.75，Si:0.100.50，S:SO扁，P:$0,015，Ni:S0.50，Cr:^1.00，Mo:芸0.80，V:SO.IO，Cu:0.100.30，Al:0.0100.050，Ti:0.0100.050，Nb:^0.050，B:0.00050.0020，余量为Fe及附带的杂质元素。根据上述超高强度高韧性易焊接超细奥氏体晶粒钢的化学成分，这种钢的碳当量CEq(%)^0.60、焊接裂纹敏感指数PCM(%)^0.30。Ceq和按Pcm分别如下述公式计算CEq(%)=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15;Pcm(%)=C+(Mn+Cr+Cu)/20+Si/30+Mo/15+Ni/60+V/10+5B;上述本发明涉及的超高强度高韧性易焊接超细奥氏体晶粒钢，因采用极快速热循环淬火工艺，可以充分利用奥氏体晶粒超细化带来的强化和韧化效果，因此，可减少其中贵重合金元素的加入量，降低碳含量和碳当量，改善钢的焊接性能，其优化的化学成分为(wtn/。)C:0.040.12，Mn:0.701.60，Si:0.100.45，S:当0.008，P:^0.012，Nh^0.35，Cr:^0.75，Mo:^0.60，V:O.O卜O肌Cu:0.100.30，Al:0.0100.050，Ti:0細0.040，Nb:^0.050，B:0.00080.0020，余量为Fe及附带的杂质元素。根据上述优化的超高强度高韧性易焊接超细奥氏体晶粒钢的化学成分，这种钢的碳当量CEq(%)^0.50、焊接裂纹敏感指数PCM(%)^0.28。上述本发明所涉及的超高强度高韧性易焊接超细奥氏体晶粒钢及其制造方法，在坯料生产时必须采用纯净钢冶炼工艺，这是提高超高强度钢低温韧性的关键措施之一。在综合采用原料控制、铁水预处理、转炉顶底复吹、钢包吹氩精炼、真空处理、Ca/Si丝夹杂物变性处理等措施后，使坯料的冶金质量达到下述要求(1)钢中氧的总含量限制在^30ppm、氮的总含量限制在^60ppm，或氧氮总量限制在^90ppm。(2)钢中有害元素S+P^0.025%;Pb+Sn+As+Sb+Bi^O.15%;(3)钢中夹杂物的含量按ASTME45标准"最恶略视场法(方法A)"来测定。夹杂物的最高含量是细系夹杂物水平^2;粗系夹杂物水平^1。上述本发明所涉及的超高强度高韧性易焊接超细奧氏体晶粒钢及其制造方法，其外形包括热轧薄板、薄壁无缝钢管、轴类结构件等各种高性能、薄规格的结构件，在将坯料经过热变形以获得所需要的形状和尺寸时，在冶金技术装备条件允许的范围内，应尽可能采用控制轧制或控制锻造，即主要适当控制坯料加热温度、按轧制表(或锻造表)分配变形温度和变形量、以及轧后喷水冷却。其目的主要是尽可能细化形变奥氏体晶粒和均匀的轧(锻)态组织。热变形工艺可采用如下典型参数将坯料加热到12001250°C，然后进行多道次的热变形。粗轧或者粗锻温度为11501200°C，变形量为6070%;精轧或者精锻温度为850950°C，变形量为3040%。成形后获得具有板状、棒状或管状的外形和尺寸。上述本发明所涉及的超高强度高韧性易焊接超细奥氏体晶粒钢及其制造方法，其轧件或锻件在进行极快速热循环感应加热淬火前，一般还需要进行一道回火处理。原因是在轧态或锻态组织中，往往形成板条间分布有残余奥氏体膜的贝氏体和/或马氏体组织，在淬火加热过程中因组织遗传现象而不易获得细小的奥氏体晶粒。回火的目的是使残余奥氏体膜分解，从而避免在淬火加热时形成粗大的奥氏体晶粒。为确保回火处理的效果，回火温度选择在500650°C，回火时间为530分钟。上述本发明所涉及的超高强度高韧性易焊接超细奥氏体晶粒钢及其制造方法，为获得超细化的奥氏体晶粒，必须对将经过上述回火处理的轧件或锻件，采用直接电阻加热或感应加热进行快速短时奥氏体化，然后快速淬火冷却。极快速热循环淬火处理的关键参数包括如下所述的加热速度、奥氏体化温度、保温时间和淬火冷却速度。(1)一般要求加热速度为100500°C/s。随加热速度的提高，奥氏体转变的过热度增大，形核率提高，奥氏体晶粒细化的程度随之增加。当加热速度增大到100°C/S以上时，可获得超细化的奥氏体晶粒。(2)—般要求奥氏体化温度为超过实际奥氏体结束转变点约5(TC100。C的温度。随加热速度的提高，奥氏体转变的过热度增大，奥氏体实际开始转变点和结束转变点均高于钢的平衡相变点。应严格选取和控制奥氏体化温度，如该温度过低时，将不利于组织和成分的均匀化；如该温度过高时，将不利于奥氏体晶粒的细化。(3)—般要求奥氏体化保温时间不超过60秒。保温时间过短，将不利于成分的均匀化；保温时间过长，将不利于奥氏体晶粒的细化、氧化脱碳和工件变形程度的控制。(4)一般要求淬火冷却速度为50500°C/s。以极快的冷速进行淬火，其目的有二一是适时限制奥氏体晶粒的长大，二是强烈提高奥氏体连续冷却转变的过冷度，抑制先共析转变，促进细板条贝氏体或马氏体的转变，使本发明的钢获得均匀的组织状态。上述本发明所涉及的超高强度高韧性易焊接超细奥氏体晶粒钢及其制造方法，在经过极快速热循环淬火后，一般可根据使用要求，选择是否将回火作为最终的热加工状态。如需要回火，一般可通过选取和控制回火温度和回火时间，来使钢达到超高强度级别时调整其强韧性匹配状态。图1超高强度高韧性易焊接超细奥氏体晶粒钢的金相组织。具体实施例方式以下结合具体实施例对本发明涉及的超高强度高韧性易焊接超细奥氏体晶粒钢及其制造方法作进一步的详细描述。超高强度高韧性易焊接超细奥氏体晶粒钢，其化学成分列于表1。表l:本发明钢的化学成分(Wt%)类型cSiMnPsCrMoVCuNiNbTiAlB0+N发明钢10.050.271.420.0100.0030.030.080.050.240.140.0450.0190.031530+2510发明钢20.080.151.320.0060.0060.100.110.030.120.100.0200.0080.041724+42发明钢30.090.241.260.0070.0060.290.340.060.200.150.0460.0160.041623+52注表中B、0、N等元素化学成分的单位为ppm。Pb+Sn+As+Sb+BiS0.15%。这几种发明钢的制造方法及其实施效果如下实施例1发明钢1采用铁水深脱硫和预脱磷技术，使铁水中的S^0.005、0.015，在150吨转炉上进行顶底复合吹炼，钢水经吹氩处理后，再经过真空处理，使钢中的化学成分满足表l的要求，余量为Fe及不可避免的杂质元素。将钢水进一步浇铸成240mmX1450mm断面的板坯，然后在2150mm轧机上将其制成板厚为3-12mm的热轧板。其中，主要的热连轧生产工艺是:板坯加热温度为U50120(TC，粗轧开始温度为U20118(TC，粗轧总压下率为6070%,粗轧结束温度为10001050°C。精轧开始温度为930980°C，精轧总压下率为3040%，精轧结束温度为85092(TC。轧后采用层流冷却，并在53065(TC巻取。取板厚为12mm的热轧板，加工成断面尺寸为10mmX60mm的工件后，采用感应加热进行极快速热循环淬火。实施例2发明钢2选取硫、磷含量低的原料，采用50Kg真空炉进行冶炼，使钢中的化学成分满足表l的要求，余量为Fe及不可避免的杂质元素。然后采用惰性气体保护进行浇铸，每炉浇两锭，铸锭平均直径为0120mm。将铸锭冒口切除后，再锻造成为020mm的棒料。主要的锻造工艺为坯料经11501200。C加热，粗锻开始温度为11201180°C，粗锻总压下率为6080%,粗锻结束温度为10001050°C。精锻开始温度为930980°C，精锻总压下率为2040%，精锻结束温度为85095(TC。锻件空冷到室温后，再进行52(TCX10min的回火。截取1000mm长制得的棒料，采用感应加热进行极快速热循环淬火。实施例3发明钢3采用500Kg电炉进行冶炼，炼钢原料选取硫、磷含量低的精料。钢水的化学成分经炉前快分满足表1的要求后，采用惰性气体保护进行浇铸，每炉浇一锭，铸锭尺寸为0240XlOOOmm。将铸锭冒口切除后，锻造成为070mm的棒料。经过斜轧穿孔、连轧和定径等工序后，将棒料加工成直径52mmX壁厚4.2mm的无缝钢管。主要的轧管工艺参数为坯料经12001250。C加热后进行斜轧穿孔，变形量为6070%;然后在11501100。C进行轧管、在85090(TC进行张力定减径，变形量为3040%。钢管空冷到室温后，再进行55(TCX10min的回火。截取1000mm长制得的无缝钢管，采用感应加热进行极快速热循环淬火。发明钢13采用的极快速热循环淬火和回火工艺参数、奥氏体平均晶粒尺寸统计和力学性能测试结果见表2。其中焊接热影响区(HAZ)韧性的评价方法是先采用Gleeble3500试验机模拟焊接粗晶区组织，相应的焊接热循环参数包括最高加热温度1350°C、800500°C的冷却时间t8/5为25秒；然后根据"GB/T229-1994金属夏比缺口冲击试验方法"测试模拟焊接粗晶区-2(TC时的却贝冲击功。另外，因薄壁无缝钢管尺寸有限，不能从中截取标准样进行冲击功的测试。在本发明中，采用水压爆破试验方法对钢管的常温和系列低温断裂行为进行了评价，并结合断口的扫描电镜观察，确定了其相应的韧脆转变温度。表2:本发明钢的极快速热循环淬火工艺、显微组织和力学性能测试结果<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>从表2可以看出，按照本发明方法制备的钢板，如发明钢l-ll-4、2-1、2-2、3-1和3-2等，均具有超细化的奥氏体晶粒、超高强度、优异的低温韧性；发明钢l-ll-4、2-l和2-2还具有良好的HAZ韧性，而比较钢1-1、2-1和3-1等，尽管成分和热成形工艺分别与上述发明钢相同，但因淬火工艺不同，相应的显微组织和力学性能均劣于上述发明钢。权利要求1.一种超高强度高韧性易焊接超细奥氏体晶粒钢，其特征是所述钢的化学成分为(wt％)C0.04～0.14％、Mn0.50～1.75％、Si0.10～0.50％、S≦0.010％、P≦0.015％、Ni≦0.50％、Cr≦1.00％、Mo≦0.80％、V≦0.10％、Cu0.10～0.30％、Al0.010～0.050％、Ti0.010～0.050％、Nb≦0.050％、B0.0005～0.0020％，余量为Fe及附带的杂质元素，其中夹杂物的最高含量是细系夹杂物水平≦2，粗系夹杂物水平≦1，钢中夹杂物的含量按ASTME45标准“最恶略视场法-A”来测定；氧的总含量≦30ppm、氮的总含量≦60ppm，或者氧、氮总量≦90ppm；残余元素总量为(wt％)Pb+Sn+As+Sb+Bi≦0.15。2.根据权利要求1所述的一种超高强度高韧性易焊接超细奥氏体晶粒钢，其特征是所述钢的原奥氏体平均晶粒尺寸^6.5pm，屈服强度^840Mpa，抗拉强度^945Mpa，韧脆转变温度《-6(TC，碳当量C印(％)^0.60,焊接裂纹敏感指数PcM(。/。)$0.30，CEQ和PcM分别按如下公式计算CEq(%)=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15;Pcm(%)=C+(Mn+Cr+Cu)/20+Si/30+Mo/15+Ni/60+V/10+5B。3.根据权利要求1或2所述的超高强度高韧性易焊接超细奥氏体晶粒钢，其特征是所述钢的化学成分为(wt%):C:0.040.12，Mn:0.701.60，Si:0.100.45，S:^0.008，P:刍0.012，Ni:^0.35，Cr:当0.75，Mo:^0.60，V:0.010.08，Cu:0.100.30，Al:0.0100.050，Ti:0.0100.040，Nb:^0.050、B:0.00080.0020，[O十N]:^0.0090，Pb+Sn+As+Sb+Bi:0.10，余量为Fe及附带的杂质元素；所述钢的原奥氏体平均晶粒尺寸^5.2|im，屈服强度^980Mpa，抗拉强度^1050Mpa，韧-脆转变温度芸-60。C，碳当量CEq(%)^0.50%，焊接裂纹敏感指数PCM(%)^0.28。4.一种制造权利要求1或2所述的超高强度高韧性易焊接超细奥氏体晶粒钢的方法，其特征是所述方法包括以下步骤(1)采用纯净钢冶炼技术，制成方坯、板坯或圆坯截面形状的坯料；(2)将上述坯料加热后经过轧制、锻造或者斜轧穿孔变形后，获得所需的板状、棒状或者管状的外形和尺寸；(3)将成形后的板状、棒状或者管状工件在Ad以下的温度进行回火处理；(4)采用直接电阻加热或感应加热方式，将板状、棒状或者管状工件以100500°C/s的速率加热到实际Ac3以上50100°C，保温时间不超过60秒，淬火冷却速度50500°C/s，使钢的温度迅速降低到接近室温；淬火后的板状、棒状或者管状工件不回火，或者在ACl以下的温度短时回火，制成满足使用性能要求的成品。5.—种制造权利要求3所述的超高强度高韧性易焊接超细奥氏体晶粒钢的方法，其特征是所述方法包括以下步骤(1)采用纯净钢冶炼技术，制成方坯、板坯或圆坯截面形状的坯料；(2)将坯料加热到1200125(TC，然后进行多道次的热变形；粗轧或者粗锻温度为U50120(TC，变形量为6070%;精轧或者精锻温度为850950°C，变形量为3040%;成形后获得具有板状、棒状或管状的外形和尺寸；(3)将成形后的工件在50065(TC回火230分钟；(4)采用直接电阻加热或感应加热方式，将经过回火处理的工件以200'C/s的速率加热到约1000°C，在此温度下的停留时间不超过30秒；然后将其浸入水基淬火液中淬火，直到温度降到接近室温，淬火冷却速度100500°C/s，经淬火处理后的工件不回火。全文摘要本发明公开了一种超高强度高韧性易焊接超细奥氏体晶粒钢及其制造方法。钢的化学成分为(wt％)C0.04～0.14、Mn0.50～1.75、Si0.10～0.50、S≤0.010、P≤0.012、Ni≤0.50、Cr≤1.00、Mo≤0.80、V≤0.10、Cu0.10～0.30、Al0.010～0.050、Ti0.010～0.050、Nb≤0.050、B0.0005～0.0020、[O+N]≤0.0090、Pb+Sn+As+Sb+Bi≤0.15，余量为Fe及杂质。且满足碳当量C_EQ(％)≤0.60、裂纹敏感指数P_CM(％)≤0.30。其制造方法包括低温短时回火预处理、极快速整体加热到Ac₃以上短时保温、极快速淬火至室温。该钢的奥氏体晶粒平均尺寸≤6.5μm，屈服强度≥840MPa、抗拉强度≥945MPa、韧脆转变温度≤-60℃等。该方法尤其适于薄规格工件的热处理。文档编号C22C38/58GK101481780SQ20081008007公开日2009年7月15日申请日期2008年12月6日优先权日2008年12月6日发明者婷淡,王青峰申请人:燕山大学