海工用低合金高強(qiáng)鋼厚板的組織與力學(xué)性能

崔樹(shù)剛, 史長(zhǎng)鑫, 谷國(guó)超, 許文花, 呂宇鵬

(1. 山東大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 山東 濟(jì)南 250061;2. 山東大學(xué) 材料液固結(jié)構(gòu)演變與加工教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 山東 濟(jì)南 250061)

海洋資源開(kāi)發(fā)是具備巨大潛力的能源發(fā)展方向,具有重要的經(jīng)濟(jì)地位。隨著海洋強(qiáng)國(guó)戰(zhàn)略的提出,海工裝備對(duì)低合金鋼板的需求進(jìn)一步增加[1-2]。為滿足我國(guó)海工裝備的產(chǎn)品向著大型化、高層化、復(fù)雜化發(fā)展,對(duì)海洋工程用特厚鋼板的厚度與各項(xiàng)性能提出了更高的要求[3]。尤其是海洋平臺(tái)樁腿、升降齒條等關(guān)鍵部件,需用到厚度達(dá)127～256 mm的高強(qiáng)或超高強(qiáng)鋼板[4]。

對(duì)于中厚、特厚鋼板而言,顯微組織與力學(xué)性能在厚度方向上的均勻性問(wèn)題,是高強(qiáng)鋼寬厚板在生產(chǎn)與應(yīng)用中面臨的最重要的問(wèn)題之一。厚板的組織均勻性主要由連鑄偏析、軋制變形量以及熱處理過(guò)程決定[5]。目前,生產(chǎn)實(shí)際中,除了在冶煉中嚴(yán)格控制夾雜物,并配合Nb、V、Ti等元素微合金化的手段以外,在軋鋼過(guò)程中也多采取控軋控冷或軋后熱處理以確保厚板顯微組織與力學(xué)性能的均勻性[6-8]。鋼板控制軋制是通過(guò)控制板坯的變形量與軋制溫度,并調(diào)控微合金元素的析出,以細(xì)化鋼板的顯微組織。例如,Eman等[9]通過(guò)不同的控軋工藝研究了控軋控冷策略對(duì)低碳鋼微觀結(jié)構(gòu)細(xì)化的影響,并闡明了應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體相變是鐵素體細(xì)化的主要機(jī)制。Xiong等[10]報(bào)道,在控軋控冷過(guò)程中,低碳鋼板中的Nb比V、Ti更能有效地延緩?qiáng)W氏體晶粒的長(zhǎng)大,從而減小晶粒尺寸。然而,由于特厚鋼板過(guò)厚,在控制軋制過(guò)程中,軋制變形難以傳遞至板坯心部,從而使得心部變形量不足,細(xì)化組織的效果并不明顯,影響厚鋼板的質(zhì)量[11]。相關(guān)研究表明,控軋控冷后加入回火步驟可以減輕鋼板的不均勻性,并且兼具低成本和高效率的特點(diǎn)[12]。從多相控制的角度來(lái)看,多相微觀結(jié)構(gòu)有利于提高裂紋的起始能量和擴(kuò)展能量,從而提高低合金高強(qiáng)鋼的低溫韌性[13]。因此,對(duì)于厚板來(lái)說(shuō),對(duì)沿厚度方向的組織進(jìn)行研究,包括微觀組織及第二相的分布和均勻性,對(duì)開(kāi)發(fā)具有理想性能的厚鋼板具有重要的理論指導(dǎo)意義。

本文的主要目的是采用控軋控冷+600 ℃回火0.5 h的工藝生產(chǎn)出420 MPa級(jí)80 mm厚低合金高強(qiáng)鋼,并沿板厚方向取樣,研究其顯微組織與力學(xué)性能隨厚度方向的變化規(guī)律,并闡明其微觀結(jié)構(gòu)演變和微觀結(jié)構(gòu)-性能關(guān)系?；诶煸囼?yàn)期間鐵素體晶粒的變形行為,說(shuō)明多相微觀結(jié)構(gòu)對(duì)變形的響應(yīng)特征。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分如表1所示。采用控軋控冷技術(shù),在4300 mm寬厚板生產(chǎn)線上通過(guò)連鑄連軋工藝軋制出厚度(t)為80 mm的厚板,工藝路線如圖1所示。厚板連鑄后,加熱至1190 ℃均溫2 h,而后粗軋成160 mm厚中間坯,且最后三道次粗軋壓下量均大于20%。精軋開(kāi)軋溫度為860 ℃,終軋溫度為820 ℃,將中間坯軋制至厚度為80 mm。采取加速冷卻工藝(ACC),快速冷卻后,在600 ℃保溫0.5 h。

圖1 軋制工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of the rolling process

表1 試驗(yàn)鋼板的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

利用線切割從試驗(yàn)鋼板的不同厚度(表面,t/8、t/4、3t/8、t/2)上取金相樣品,經(jīng)過(guò)依次打磨拋光后,用4%的硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕,利用Nikon光學(xué)顯微鏡及Hitachi SU-70掃描電鏡觀察試樣的顯微組織。依據(jù)GB/T 6394—2017《金屬平均晶粒度測(cè)定方法》測(cè)定晶粒平均尺寸。利用FEI Tecnai Remote TCPIP透射電鏡觀察鋼板不同位置試樣經(jīng)過(guò)回火后的納米析出相形貌及分布。依據(jù)GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分:室溫試驗(yàn)方法》測(cè)定拉伸性能,板狀拉伸試樣尺寸及取樣位置如圖2所示。采用Zwick Z250SNS 拉伸試驗(yàn)機(jī),以2 mm/min的速率進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。將拉伸后的斷口沿中軸線剖開(kāi),利用電子背散射衍射技術(shù)(EBSD)觀察斷口附近的晶粒取向變化及微孔洞的產(chǎn)生情況,步長(zhǎng)設(shè)置為0.2 μm,電壓為20 kV。

圖2 拉伸試樣尺寸(a)及取樣位置(b)示意圖Fig.2 Schematic diagram of the tensile specimens(a) and sampling locations(b)

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織演變

鋼板不同厚度位置的光鏡與掃描電鏡所反映出的顯微組織如圖3所示。從圖3中可以看出,420 MPa級(jí)高強(qiáng)度低合金寬厚板回火后的顯微組織主要以貝氏體與鐵素體為主。在鋼板的表面處(圖3(a,b)),顯微組織主要以貝氏體為主(LB為板條貝氏體,GB為粒狀貝氏體),伴隨有極少量的多邊形鐵素體(PF)。在厚度t/8處(圖3(c,d)),顯微組織較表面處并無(wú)顯著變化。隨著距離表面深度的增加,在厚度t/4處(圖3(e,f)),顯微組織突然轉(zhuǎn)變?yōu)橐远噙呅舞F素體為主,且鐵素體顆粒間析出了大量的碳化物。而在厚度t/2處,組織中又出現(xiàn)了少量貝氏體形態(tài)的組織。利用測(cè)量面積占比的方法,測(cè)算出鋼板各位置處的貝氏體體積分?jǐn)?shù)(另補(bǔ)充了厚度3t/16處數(shù)據(jù)),如表2所示。從表2中可以發(fā)現(xiàn),鐵素體與貝氏體的比例在距離表面10～20 mm的區(qū)域內(nèi)發(fā)生較為劇烈的變化,距離表面距離越遠(yuǎn),貝氏體體積分?jǐn)?shù)越小。眾所周知,形成貝氏體通常比形成鐵素體需要更快的冷卻速率。而冷卻速率在鋼板的厚度方向上呈現(xiàn)出指數(shù)衰減的規(guī)律,說(shuō)明在厚板軋制過(guò)程中,冷卻速率因素主要影響著鋼板的組織類(lèi)型轉(zhuǎn)變[14],即對(duì)于厚鋼板而言,厚度方向的組織變化主要受到冷卻速率的控制,因此才使得相比例在厚度方向上的分布趨勢(shì)與冷卻速率的分布趨勢(shì)一致。值得注意的是,依據(jù)文獻(xiàn)[15]中的計(jì)算,在850～550 ℃開(kāi)始冷卻的溫度區(qū)間內(nèi),冷卻速率與距表面的距離呈現(xiàn)指數(shù)規(guī)律,其結(jié)果反應(yīng)了3t/8時(shí)的冷卻速率并不明顯高于t/2時(shí)的冷卻速率。由于在連鑄連軋過(guò)程中,厚板中心會(huì)存在碳偏析[16],在一定的冷卻速度下,碳元素的富集更有利于貝氏體的形成[17],從而導(dǎo)致t/2時(shí)的貝氏體分?jǐn)?shù)略高于3t/8。

表2 鋼板各位置處的貝氏體體積分?jǐn)?shù)

由截線法統(tǒng)計(jì)出的不同厚度處的平均晶粒尺寸如表3所示。鋼板的平均晶粒尺寸分布在6～10 μm區(qū)間,表明合金元素,如Nb、V和Ti,發(fā)揮了重要作用。Nb元素有著較為強(qiáng)烈的細(xì)化晶粒的作用,例如,在含Nb的低合金鋼中形成的Nb(C, N)尺寸大約為幾十納米,且很難被粗化[18],對(duì)界面移動(dòng)具有明顯的拖曳作用。此外,由于Nb原子溶入鐵素體晶格后會(huì)帶來(lái)較大的晶格錯(cuò)配,對(duì)鐵素體具有強(qiáng)烈的細(xì)化晶粒的作用。雖然鋼板的平均晶粒尺寸從表面到心部逐漸增大,然而并不明顯,表明Nb元素起到了抑制晶粒生長(zhǎng)的作用。

表3 鋼板各位置處的晶粒尺寸

對(duì)于直接淬火的鋼板而言,一般認(rèn)為貝氏體內(nèi)會(huì)存在M/A島。然而,在圖3中,鐵素體板條間和晶粒內(nèi)部沒(méi)有出現(xiàn)明顯的M/A組元,這可能是由于鋼板經(jīng)TMCP后在600 ℃回火造成的。Zhou等[12]對(duì)貝氏體回火過(guò)程進(jìn)行了詳細(xì)的研究,指出當(dāng)回火過(guò)程的條件為600 ℃×0.5 h時(shí),M/A島會(huì)分解為鐵素體及碳化物。M/A島的分解主要是一個(gè)碳元素再分布的過(guò)程,所以碳化物的分布與回火前的M/A島分布有一定的相關(guān)性。由于保溫時(shí)間只有0.5 h,碳化物傾向于分布在原M/A島附近,這與試驗(yàn)鋼的組織分布特征十分吻合。比如,在鋼板的表面(圖3(b)),滲碳體分布在鐵素體板條之間和晶界上,而在t/2處 (圖3(j)),滲碳體則大多分布在晶界上。綜上所述,顯微組織沿厚度方向的變化與溫度、元素分布以及回火過(guò)程密切相關(guān)。

2.2 析出特征

鋼板不同位置的TEM圖如圖4所示。在厚度t/4處,Nb、Ti的析出物呈現(xiàn)長(zhǎng)方形或橢圓形,且中間部分富Ti,而兩端富Nb。熱力學(xué)過(guò)程表明,在軋制過(guò)程中,析出相主要在變形過(guò)程中產(chǎn)生的高密度缺陷處形核長(zhǎng)大,位錯(cuò)擴(kuò)散通道也為富溶質(zhì)核心的形核提供了有利條件。其中,Ti的碳化物會(huì)首先析出,而Nb元素則在后續(xù)過(guò)程中以先形成的富Ti相作為形核核心,發(fā)生進(jìn)一步析出長(zhǎng)大[19]。中心處的TEM形貌(圖4(b))中有大量的滲碳體顆粒,這與SEM數(shù)據(jù)十分吻合,這些滲碳體尺寸為50～200 nm不等,以圓形或橢圓形形態(tài)析出,且大多分布在晶界附近?；鼗疬^(guò)程會(huì)促進(jìn)M/A組元的分解,M/A島分解后則會(huì)在島狀物附近生成滲碳體。由圖4可知,基體中的位錯(cuò)密度并不高,且仍然殘留有未完全分解的M/A島。

圖4 鋼板t/4(a)及t/2(b)處的析出相類(lèi)型及形貌Fig.4 Type and morphologies of the precipitated phases at t/4(a) and t/2(b) of the steel plate

2.3 力學(xué)性能表征

試驗(yàn)鋼板不同厚度位置的拉伸曲線如圖5所示。曲線表明,抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度隨著距離表面深度的增加而降低,表面處的抗拉強(qiáng)度可達(dá)616 MPa,屈服強(qiáng)度達(dá)542 MPa,而心部的抗拉強(qiáng)度僅為496 MPa,屈服強(qiáng)度為384 MPa。結(jié)合顯微組織可知,貝氏體相占比高的組織具有更高的強(qiáng)度,而鐵素體比例較高的組織則具有較好的韌性。研究表明,多相顯微組織有利于降低屈強(qiáng)比,以提高鋼板在服役過(guò)程中的安全性指標(biāo)。

圖5 鋼板不同厚度處的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.5 Stress-strain curves at different thicknesses of the steel plate

沿拉伸斷口中軸線將拉伸試樣切開(kāi),拉伸斷裂處附近沿伸長(zhǎng)方向截面的SEM和幾何必須位錯(cuò)(GND)、反極圖(IPF)數(shù)據(jù)如圖6所示,圖6(a2,a3)中虛線框?yàn)閿D壓破碎的鐵素體晶粒,圖6(c2,c3)中箭頭方向表示變形過(guò)程中的滑移方向。作為軟相,鐵素體在基體的協(xié)調(diào)變形中起著重要作用,其斷裂特征以韌性斷裂為主。結(jié)合圖3可以發(fā)現(xiàn),滲碳體主要析出在鐵素體晶界和貝氏體-鐵素體板條之間;試驗(yàn)鋼的整體顯微組織為貝氏體和鐵素體。從圖6(a1,b1,c1)可以看出,拉伸過(guò)程中形成的微孔洞主要分布在鐵素體晶界(GBs)上、貝氏體鐵素體(BF)板條之間,并在其附近伴有滲碳體。首先,由于滲碳體和鐵素體之間的界面是非共格界面,當(dāng)位錯(cuò)和滑移系統(tǒng)移動(dòng)到滲碳體和鐵素體的邊界時(shí),會(huì)存在較大的阻力。當(dāng)變形繼續(xù)進(jìn)行時(shí),協(xié)調(diào)變形很難在這些地方進(jìn)行,因此形成了微孔洞[20]。因此,在微孔附近會(huì)出現(xiàn)滲碳體。其次,除了夾雜物附近的孔,其他微孔洞是在貝氏體鐵素體(BF)板條之間或在拉長(zhǎng)的晶界處產(chǎn)生。眾所周知,滑移系統(tǒng)在變形過(guò)程中起著關(guān)鍵作用。室溫下鐵素體的滑移系統(tǒng)由{110}<111>主導(dǎo)[21]。雖然貝氏體鐵素體和多邊形鐵素體具有相同的晶體結(jié)構(gòu),但不同的是,貝氏體鐵素體表現(xiàn)為板條狀,板條之間存在錯(cuò)位。因此,與相同體積的多邊形鐵素體相比,貝氏體鐵素體板條的協(xié)調(diào)變形過(guò)程中,位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和滑移系統(tǒng)必須穿過(guò)更多的界面。KAM值表示幾何必須位錯(cuò)(GND)的相對(duì)密度。從圖6中可以發(fā)現(xiàn),KAM值較大處主要位于斷裂晶粒(圖6(a2,a3))、貝氏體鐵素體板條之間(圖6(b2,b3))、由滑移產(chǎn)生的亞晶界(圖6(c2,c3))以及鐵素體晶界(圖6(c2,c3))?；凭€與晶界的交匯處易產(chǎn)生應(yīng)力集中,這也進(jìn)一步促進(jìn)了微孔洞的產(chǎn)生。

圖6 鋼板拉伸斷口附近剖面的SEM圖(a1,b1,c1)、KAM圖(a2,b2,c2)和IPF圖(a3,b3,c3)(a1～a3)表面;(b1～b3) t/4;(c1～c3) t/2Fig.6 SEM(a1,b1,c1), KAM(a2,b2,c2) and IPF(a3,b3,c3) maps of cross-section near the tensile fracture of the steel plate(a1-a3) surface; (b1-b3) t/4; (c1-c3) t/2

3 強(qiáng)化機(jī)理分析

金屬材料的強(qiáng)韌化機(jī)制主要包括基體材料的晶格摩擦及點(diǎn)陣阻力、固溶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化及位錯(cuò)強(qiáng)化等。金屬材料的最終強(qiáng)度由這些強(qiáng)化機(jī)制帶來(lái)的綜合強(qiáng)化效果決定。本文基于420 MPa級(jí)80 mm寬厚板不同位置處的組織特征,綜合計(jì)算了各強(qiáng)化機(jī)制對(duì)屈服強(qiáng)度的影響。屈服強(qiáng)度與各強(qiáng)化機(jī)制的合成關(guān)系可用公式(1)表達(dá)[22]:

(1)

式中:σ0為點(diǎn)陣摩擦阻力,其值為54 MPa;σd為位錯(cuò)強(qiáng)化的強(qiáng)度分量;σs為固溶強(qiáng)化的強(qiáng)度分量;σg為晶界帶來(lái)的強(qiáng)度分量,即細(xì)晶強(qiáng)化;σp為析出強(qiáng)化帶來(lái)的強(qiáng)度分量。

3.1 固溶強(qiáng)化

固溶強(qiáng)化的機(jī)制是固溶原子的彈性作用,其強(qiáng)化效果與固溶原子的比例有關(guān)。強(qiáng)固溶強(qiáng)化元素和弱固溶強(qiáng)化元素是根據(jù)溶體原子引起的晶格畸變來(lái)區(qū)分的。如鋼中的C、N等間隙固溶原子屬于強(qiáng)固溶強(qiáng)化元素,其對(duì)基體的固溶強(qiáng)化矢量值較高。因此,固溶強(qiáng)化效果可以大致用公式(2)描述[22]:

σs=4570[C]+4570[N]+83[Si]+37[Mn]+

470[P]+80[Ti+Nb]+59[Al]+

11[Mo]-30[Cr]

(2)

式中:[X]指元素的固溶含量,由于析出相基本為碳氮化物,因此要對(duì)碳元素及Nb、V、Ti元素的固溶量進(jìn)行修正。而Si、Cr、Mn等其他元素可近似認(rèn)為完全溶入基體中。由于鋼板在淬火后進(jìn)行600 ℃回火,而600 ℃足夠使碳在微區(qū)進(jìn)行重新分布。因此,采用600 ℃修正公式[22]:

lg{[Nb]×[C]}α=3.9-9930/T

(3)

lg{[Nb]×[C]}γ=2.96-7510/T

(4)

lg{[Ti]×[C]}α=4.4-9575/T

(5)

lg{[V]×[C]}α=6.72-9500/T

(6)

3.2 位錯(cuò)強(qiáng)化

鋼中的位錯(cuò)強(qiáng)化主要源于可動(dòng)位錯(cuò)在基體中運(yùn)動(dòng)時(shí)與其他位錯(cuò)的應(yīng)力場(chǎng)發(fā)生作用,使其運(yùn)動(dòng)受阻而產(chǎn)生強(qiáng)化效果。位錯(cuò)強(qiáng)化是目前鋼材料中最有效的強(qiáng)化方法之一。位錯(cuò)強(qiáng)化對(duì)屈服強(qiáng)度計(jì)算的影響由公式(7)給出[23]:

σd=Mαμbρ0.5

(7)

式中:σd為位錯(cuò)密度對(duì)屈服應(yīng)力的貢獻(xiàn);α為與晶體結(jié)構(gòu)相關(guān)的常數(shù)(約0.38);M為泰勒系數(shù)(對(duì)鐵素體來(lái)說(shuō),約為2);μ為剪切模量(對(duì)鐵素體來(lái)說(shuō)是81 600 MPa);b為Burger矢量(對(duì)鐵素體來(lái)說(shuō)是0.248×10-9m);ρ為單位面積的位錯(cuò)密度(m-2)。對(duì)不同位置的鋼板進(jìn)行取樣(表面、t/8、t/4、3t/8、t/2)后,對(duì)其表面進(jìn)行機(jī)械拋光,并去除表面的應(yīng)力層?？衫肵RD衍射數(shù)據(jù),基于改進(jìn)的Williamson-Hall方法分別計(jì)算了不同厚度的位錯(cuò)密度[24]。

3.3 細(xì)晶強(qiáng)化

細(xì)晶強(qiáng)化是眾多強(qiáng)化機(jī)制中,能同時(shí)兼顧材料強(qiáng)度及韌性的強(qiáng)化機(jī)制。其本質(zhì)是晶界的室溫強(qiáng)度高于晶內(nèi)強(qiáng)度,因此晶界數(shù)量的增多既可以較大程度上阻礙位錯(cuò)穿過(guò)晶界的協(xié)調(diào)變形過(guò)程,也可以很大程度上提高裂紋擴(kuò)展所需的能量,從而達(dá)到同時(shí)強(qiáng)化及韌化的效果。其數(shù)值可以通過(guò)Hall-Petch公式進(jìn)行計(jì)算[23]:

σg=kd-0.5

(8)

式中:k為常數(shù),對(duì)于低合金高強(qiáng)鋼來(lái)說(shuō)一般取值為17.4 MPa·mm0.5。

3.4 析出強(qiáng)化

第二相粒子析出后帶來(lái)的強(qiáng)度貢獻(xiàn)與粒子析出的數(shù)量和尺寸有關(guān)。析出強(qiáng)化的效果一般以O(shè)rowan機(jī)制為主,可用Ashby-Orowan公式進(jìn)行描述[22]:

(9)

其中:d為粒子的平均尺寸,可利用TEM進(jìn)行統(tǒng)計(jì);f為粒子析出的體積分?jǐn)?shù),可利用元素總量=固溶量+析出量的關(guān)系計(jì)算得出。當(dāng)析出相尺寸較大時(shí),對(duì)基體強(qiáng)化的貢獻(xiàn)值十分有限,故析出強(qiáng)化僅進(jìn)行Nb、V、Ti元素的納米級(jí)析出物的計(jì)算。

基于以上強(qiáng)化機(jī)制的表達(dá)式,對(duì)鋼板不同位置的計(jì)算結(jié)果數(shù)據(jù)如表4所示。從表4中可以發(fā)現(xiàn),綜合強(qiáng)化效果與試驗(yàn)結(jié)果比較接近,相對(duì)誤差小于10%。鋼板強(qiáng)度主要是由細(xì)晶強(qiáng)化及析出強(qiáng)化提供,其中細(xì)晶強(qiáng)化的絕對(duì)值最高,表明其對(duì)鋼板強(qiáng)度貢獻(xiàn)最大。由于經(jīng)過(guò)了0.5 h的保溫后,基體中的位錯(cuò)密度并不高,因此基體中位錯(cuò)強(qiáng)化帶來(lái)的效果并不明顯。

表4 不同強(qiáng)化機(jī)制對(duì)鋼板不同厚度外的強(qiáng)化分量

4 結(jié)論

1) 經(jīng)過(guò)TMCP后的600 ℃回火,試驗(yàn)鋼的晶粒大小為6～10 μm,表面的顯微組織主要為貝氏體,而中心則主要為鐵素體。在距離表面10～20 mm處,貝氏體與鐵素體比例發(fā)生了明顯變化。顯微組織的變化主要受溫度因素控制。

2) 碳化物主要在鐵素體板條和晶界附近析出,Nb和Ti的碳化物存在著復(fù)合的沉淀現(xiàn)象。與t/4時(shí)相比,t/2時(shí)析出的碳化物的尺寸略有增加。

3) 抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度隨離表面的距離減少,表面的屈服強(qiáng)度達(dá)到542 MPa,而在t/2時(shí)為384 MPa。斷裂類(lèi)型主要是微孔聚集型斷裂,微孔洞主要產(chǎn)生于鐵素體板條和碳化物析出的位置之間。

4) 強(qiáng)化機(jī)制分析結(jié)果表明,強(qiáng)化機(jī)制對(duì)鋼板的組織與性能的關(guān)系有良好的反應(yīng),符合試驗(yàn)結(jié)果。晶界強(qiáng)化是該鋼與析出強(qiáng)化的主要強(qiáng)化模式,具有較高的絕對(duì)數(shù)值。