为满足一些几何形状复杂、技术要求较高零件的热处理技术要求,如万向节传动轴R处、King Pin零件和传动轴(短轴)耳部等,对其采用高性能数字化感应加热电源、微机编程自动控制中频异形感应器进行感应淬火。针对不同类型的零件,异形感应器区别于圆形感应器,有不同的结构设计,且结构简单、制作成本低,淬火后零件的有效硬化层深度满足技术要求,显微组织均匀,力学性能偏差范围小,质量稳定,使用异形感应器感应淬火后,解决了传动轴叉部R处的硬化层及薄壁处晶粒粗大的难题,使零件的使用寿命大幅提高。

通过金相显微镜、布氏硬度计和电感耦合等离子体发射光谱仪对钢脚裂纹进行分析。结果表明,钢脚非金属夹杂物较少,显微组织为调质态索氏体,与热处理工艺相符,化学成分满足GB/T 3077—2015要求。断口形貌呈细瓷状,未见疲劳开裂特点。整个裂纹两侧均未见脱碳、氧化、折叠形貌,为典型淬火裂纹形貌。开裂原因为大小工件同炉处理,造成小工件冷速过快,应力过大,进而形成开裂。

三件液压工装螺栓在进行液压试验时发生断裂。采用扫描电镜断口形貌观察、能谱和化学成分分析、金相观察和显微硬度测试等对螺栓断裂的原因进行了分析。结果表明,螺栓存在材质不同的问题,两件螺栓材料为30CrMnSiNi2A钢不符合设计用料要求,由于热处理不匹配导致两件螺栓出现回火脆性。1件螺栓材料为30CrMnSiA钢,热处理后显微硬度与组织异常,因此螺栓在液压试验过程中无法承受目标压力发生断裂。

应用于某无线耳机充电器的高碳钢弹片在疲劳试验中出现开裂,通过对弹片进行断口、显微组织观察和硬度检测,结合其热处理工艺和疲劳试验工况进行综合分析,确定了弹片的断裂模式及产生原因。结果表明,断裂模式为低应力疲劳断裂,产生原因是弹片经等温淬火和回火后组织内有大量的未溶碳化物,在耐久测试中,弹性臂的圆弧过渡区产生应力集中引发裂纹萌生和扩展,进而导致断裂。结合实际生产条件,对热处理工艺进行了改进设计,取得了良好的效果。最佳热处理工艺为:碳势0.75%下830 ℃×20 min淬火+305 ℃×35 min盐浴等温淬火+305 ℃×90 min回火。经改进工艺处理后的弹片,维氏硬度为584 HV0.2,耐久试验测试寿命均超过9×10⁴次。

针对65Mn钢热轧板在第一道次冷轧时出现断带问题,采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、拉伸以及硬度测试等手段,对缺陷板的组织及性能进行分析。结果表明,65Mn钢断带板晶粒尺寸粗大,沿横向分布不均,边部至1/2处晶粒度由6.0级降到4.5级,原始奥氏体晶粒度由5.5级降为4.0级;珠光体片层间距由759.0 nm增加到1128.0 nm,珠光体球团尺寸由26.1 μm增加到31.3 μm;力学性能横向分布也不均匀,边部至1/2处的屈服强度由541 MPa降为529 MPa,抗拉强度由669 MPa降为 651 MPa,伸长率由9.6%提高到11.7%,硬度由65.0 HRB降到62.2 HRB。65Mn钢断带板由于组织及晶粒不均匀,在受到外应力时,变形不协调,最终导致断带缺陷的发生。经优化热轧工艺处理后,65Mn钢冷轧开裂、断带等塑韧性缺陷发生率降至0.15%以下。

在模具钢中针对网状碳化物缺陷的检测识别,常用基于图像处理和机器学习的算法,在一定程度上可以实现自动化,但对于网状碳化物数量庞大、形态复杂的情况,识别准确率仍存在局限性。为解决上述识别率不高的局限性,提出了一种改进的CAM-YOLOx-DeepSORT算法,该算法利用CAM注意力机制结合YOLOx目标检测算法和DeepSORT目标跟踪算法,实现了对模具钢中网状碳化物缺陷的自动检测识别。结果表明,该算法能够较准确地检测出网状碳化物,检测准确率达到99.1%,为模具钢的质量控制提供指导。

对比分析了国内外外科植入物标准中对钛合金显微组织的要求,GB/T 13810—2017中板材的显微组织要求原始β晶粒应充分破碎,不准许存在连续的晶界α相,棒材和丝材的显微组织应符合该标准中图A.1(a~i)。ISO 5832-3、ASTM F136和ASTM F1472的最新版中都规定显微组织应为在转变β基体上分布着等轴和/或拉长的初生α相,在原始β晶界上无连续的网状α相,其中ISO 5832-3中棒材的横向显微组织还要求符合ISO 20160中的A1~A9。结合钛合金的热机械加工工艺,热加工和再结晶的温度足够低于β转变温度,或者缓慢冷却时,将得到高体积分数的初生α相和晶间β相,在接近β转变温度下进行再结晶处理,将得到转变β基体上均匀分布着的等轴初生α相,表现为标准图谱中的A1~A9。在β相转变温度以上进行再结晶处理,将得到粗大的β晶粒间存在连续的晶界α、网状α、片状α相,表现为标准图谱中的A10~A24。

综述了百米U75V钢轨在线热处理工艺的方法、特点及研究进展。介绍了热处理冷却工艺参数以及喷风工艺参数对百米热处理U75V钢轨的生产效率、组织成分和力学性能等方面的影响特性。提出了百米珠光体型钢轨热处理工艺未来重点研究方向的建议:以缩短钢轨所需热处理冷却时间为目标,综合研究冷却工艺参数对其组织形貌和力学性能的影响规律,并对其进行优化;进一步缩小合金成分含量的允许波动范围,将有利于结合热处理工艺的优化而进一步提升U75V钢轨的性能;研制兼具换热能力和换热均匀性的喷嘴或喷风工艺方法,将有利于促进钢轨热处理工艺的优化和钢轨性能的提高。

归纳了铝合金的电磁场处理工艺,并从微观组织、宏观性能及作用机理三个层面分析了电磁场处理工艺对铝合金组织性能的影响,总结出电磁场处理工艺参数选择的影响因素,揭示出电磁场对铝合金组织及性能优化的作用机理,并在最后探讨了未来电磁场处理工艺研究的重点和方向。

针对在真空炉热辐射条件下3种不同形状的不锈钢棒材(四方棒、圆棒和六方棒),采用有限元模拟技术并结合传热学原理,利用“等效圆棒直径对比法”构建了标准样库,开展了装炉系数确定方法研究,建立了不同场景下热处理加热间距与装炉系数的数学模型。结果表明,随着装炉间距的增大,3种不同形状棒材的相邻直径、条件厚度和装炉系数均呈逐渐减小的趋势,通过对比装炉系数可以发现,紧密排列的圆棒和六方棒的装炉系数明显小于四方棒的装炉系数。在实际生产不锈钢棒材时,在严格按照装炉系数规定并计算出正确的条件厚度的条件下,装炉可以不留间隙紧密排列。

通过非平衡分子动力学方法研究了纳米裂纹对立方相8YSZ(8mol%Y₂O₃,稳定ZrO₂)热障涂层在1473 K温度条件下的热输运特性、离子扩散情况的影响,阐述了裂纹位置、裂纹长度、裂纹数量对8YSZ热障涂层热导率及离子扩散的影响。结果表明,纳米裂纹在模型两侧交叉排列比裂纹在模型同侧沿热流方向均匀分布时的材料热导率更低,但裂纹位置分布对O^2-扩散影响很小;随着裂纹长度或数量的增加,热导率降低,O^2-迁移变慢,发现数量多而分布均匀的较小裂纹比数量少而长度较长的裂纹对8YSZ热障涂层热输运的抑制要更加强烈。

针对液氮辅助激光熔覆制备高熵合金涂层过程,综合使用有限元分析与试验验证等方法,分析不同液氮施加方式下的熔覆层温度梯度与冷却速率,揭示施加液氮对熔覆层温度梯度和冷却速率影响的理论依据。有限元仿真结果表明,在激光功率相同时,液氮辅助技术的添加会使熔覆层冷却速率加快,温度梯度增大,残余应力减小,最高冷却速率为8900 ℃/s,是空冷状态下的1.505倍;在液氮施加方式相同时,激光功率的增加会使熔覆层温度梯度增大,冷却速率加快。试验结果表明,液氮辅助激光熔覆过程中液氮的加入会提高熔覆层的硬度,在激光功率为1500 W时硬度提升最明显,是空冷状态下的1.3倍;降低熔覆层的摩擦因数,在1100~1900 W时熔覆层平均摩擦因数为0.146、0.256、0.375、0.351、0.382,均低于空冷状态下的平均摩擦因数;减少熔覆层的磨损体积,在1700 W时磨损体积较空冷状态下的磨损体积减少量最多,可达55.4%,提高了熔覆层的摩擦磨损性能。

研究了60Si2Mn弹簧钢在变形温度730~1000 ℃、应变速率0.01~5 s^-1下的动态再结晶(DRX)行为。通过对试验钢单道次热压缩试验的数据处理,得到了流变应力曲线;借助加工硬化率拟合出各热变形条件下的动态回复曲线,建立动态再结晶动力学模型,根据模型预测出不同热变形参数下的动态再结晶体积分数。结果表明,弹簧钢的动态再结晶行为对变形温度和应变速率敏感。随着应变速率的降低或变形温度的升高,动态再结晶软化的临界应变降低,DRX的体积分数增加。预测值与试验值吻合良好,验证了动态再结晶动力学模型对弹簧钢的适用性。

利用Gleeble-3500热模拟试验机研究了1Cr12Ni3MoVN钢在800~1100 ℃、0.01~10 s^-1变形条件下的动态再结晶行为。结果表明,各变形条件下的流变应力曲线均出现动态再结晶特征;动态再结晶组织受变形温度影响明显;应变速率为1 s^-1时,再结晶体积分数及晶粒尺寸最小;在低应变速率下变形时,易出现混晶组织;通过再结晶热力学分析,得到热变形表观激活能为468.224 kJ/mol;通过θ-σ曲线确定了临界参数之间的数学关系,建立了临界参数与Z参数的关系以及动态再结晶体积分数模型:$X_{\mathrm{DRX}}=1-\exp \left[-0.12\left(\frac{\varepsilon-\varepsilon_{\mathrm{c}}}{\varepsilon_{0.5}}\right)^{3.87}\right]$。

在Gleeble-1500热模拟机上对10B21冷镦钢进行单道次压缩试验,研究了变形温度(950、1000 ℃)、变形速率(0.1、1、10 s^-1)、预应变(0.10、0.15、0.20)、初始晶粒尺寸和间隙时间对10B21冷镦钢静态再结晶行为的影响。对不同变形条件下的奥氏体晶粒进行观察,并构建了10B21冷镦钢静态再结晶动力学模型及晶粒尺寸模型。结果表明,静态再结晶体积分数与变形温度、变形速率、预应变、间隙时间呈正相关;静态再结晶晶粒尺寸与变形温度、初始晶粒尺寸呈正相关,与变形速率、预应变呈负相关。通过计算获得10B21冷镦钢静态再结晶激活能为221 036 J/mol,晶粒尺寸模型试验值与计算值的相关系数R²=0.99,该模型预测值准确率较高。

利用真空感应冶炼、SEM和EPMA等方法,对Ta在铁基合金熔炼中的溶解行为进行了试验研究。结果表明,高熔点纯金属Ta可以在铁基合金熔炼中溶解,适量Ta可以完全溶解于铁基金属中。真空感应冶炼含Ta铁基合金时,降低氧含量和增加精炼时间可以减少Ta的氧化烧损,促进Ta在铁基合金熔炼中的溶解。第3组元C、Cr可减少Ta的氧化烧损,但Cr的加入并不促进Ta的溶解。

采用真空电弧熔炼和铜模吸铸法制备了Fe₅₀Mn₂₅Cr₁₅Ni₁₀和(Fe₅₀Mn₂₅Cr₁₅Ni₁₀)₉₉C₁中熵合金,随后将合金进行室温轧制80%,并在900 ℃进行退火,通过XRD、SEM及EBSD等检测设备研究了C微合金化对合金微观组织和力学性能的影响。结果表明,Fe₅₀Mn₂₅Cr₁₅Ni₁₀和(Fe₅₀Mn₂₅Cr₁₅Ni₁₀)₉₉C₁中熵合金为FCC单相结构,添加C元素后,合金的晶粒细化。900 ℃×10 min退火的合金,在室温下(25 ℃)的屈服强度和抗拉强度由381、586 MPa提高至535、756 MPa,低温下(-196 ℃)的屈服强度和抗拉强度由687、1114 MPa提高至980、1352 MPa。随着温度由25 ℃降至-196 ℃,(Fe₅₀Mn₂₅Cr₁₅Ni₁₀)₉₉C₁中熵合金的强度和塑性同时得到提高,具有较佳的强塑积,主要归因于C元素的添加所引起的细晶强化、固溶强化和位错增殖。

通过RFL-C1000光纤激光器在45钢表面制备不同SiC添加量(0%、5%、10%、15%)的CoCrFeNi高熵合金涂层,采用OM、XRD、SEM和EDS分析涂层的宏观形貌、微观组织以及摩擦磨损形貌,并利用显微硬度计和摩擦磨损测试仪测量涂层的显微硬度和摩擦磨损性能。结果表明,SiC添加量为0%、5%、10%和15%涂层在第一道均略有突出,之后涂层的厚度较为平整。0%SiC涂层组织为单一FCC相,5%SiC涂层组织包含FCC树枝晶和富含C和Cr的枝晶间组织,10%SiC涂层包含FCC基体和(Cr,Fe)₇C₃,15%SiC涂层中包含BCC基体和条状或颗粒状的(Cr,Fe)₇C₃。随着SiC添加量的增大,高熵合金涂层的显微硬度和摩擦磨损性能逐步升高。当SiC添加量为15%时,高熵合金涂层的性能最优,平均显微硬度为1329.56 HV0.3,磨损量仅为0.8 mg。

通过在2009Al合金中引入不同质量分数(0、1%、3%、5%)的SiC颗粒,采用热等静压工艺制备了SiC_p/2009Al复合材料,随后进行了热挤压和固溶时效处理,研究了工艺过程对该复合材料组织与性能的影响。结果表明,采用热等静压工艺能够制备出晶粒均匀且SiC分散均匀的复合材料,SiC颗粒与Al基体界面结合良好;经挤压工艺后,复合材料的微观组织明显改变,增强体SiC颗粒破碎并细化,当SiC含量较低(≤3%)时SiC颗粒沿挤压流均匀分布在基体中,SiC较高(＞3%)时,SiC颗粒存在轻微的团聚现象。经固溶时效处理后,基体晶粒尺寸的均匀性提高,析出的第二相细小均匀弥散分布在基体中。通过对SiC_p/2009Al复合材料进行热挤压及固溶时效处理可以得到较优的综合力学性能。当引入质量分数为3%的SiC时,复合材料的力学性能更佳,其抗拉强度为492.7 MPa,屈服强度为400.9 MPa,断后伸长率为12.7%,硬度为131 HBW,在室温下兼具较好的耐磨性能。

采用显微组织结构分析技术,对含钼量2.1%的铀钼合金在热挤压、扩散性退火、淬火、回火等工艺条件下的物相结构、组成和显微组织特征等进行了研究。结果表明,铀钼合金经不同的热加工工艺处理,其组织结构会有较大的变化。热挤压工艺对铀钼合金的物相组成影响不大,但对物相结构和组织特征会带来明显改变,可增加合金的硬度和强度。淬火工艺对铀钼合金的物相组成、结构和显微组织均有明显的影响,其组织结构转变为接近α相结构的α′_b单相马氏体,可造成合金的硬度和强度明显增加,但塑性和韧性将会降低。扩散性退火和回火工艺,会消除应力应变或快速相变带来的物相结构、组成和显微组织特征的影响,恢复到均匀化退火状态下的相关组织结构特性,可改善合金的塑性和韧性。

针对电子束熔丝成形TC18钛合金成形件,结合光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)和能谱分析(EDS)等材料表征手段,对TC18钛合金的显微组织特征、断裂行为及断裂原因进行了研究。结果表明,TC18钛合金拉伸断裂模式为正断与切断两者相混合的断裂,断裂机制为沿晶韧性断裂和穿晶韧窝断裂,断裂起源于晶界;在热等静压后产生了大量魏氏组织,是导致塑性下降的重要因素之一;利用高温热处理可改善晶界组织,在强度变化不大的条件下,沿成形方向拉伸塑性可提高至7%以上。电子束熔丝成形后由于晶粒异常粗大,且尺寸不均匀,薄壁结构性能受单个晶粒的影响较大。

对高氮高锰奥氏体钢60Mn18Cr7N进行干滑动摩擦磨损试验,通过场发射扫描电镜、透射电镜、电子背散射衍射技术等分析手段,对比了不同晶粒尺寸下高氮高锰奥氏体钢的微观组织、耐磨性以及磨损机制。结果表明,随着晶粒尺寸的减小,试样的屈服强度升高,冲击性能降低,耐磨性却先增加后减小。晶粒尺寸约为98 μm的试样屈服强度为486 MPa,冲击吸收能量为236 J,在1000 N摩擦载荷下作用120 min 后质量损失最小,约为43 mg,磨损表面硬度高达693 HV0.2。而在68~400 μm晶粒尺寸范围内,细晶有利于提高屈服强度、加工硬化与抵抗表面塑变切削能力,而粗晶提升韧性有利于抑制材料磨损中裂纹的萌生与扩展,两者的综合作用是晶粒尺寸约为98 μm试样获得最优耐磨性的主要原因。此外,较高的磨损载荷也导致高氮高锰奥氏体钢的磨损机理以磨粒磨损和黏着磨损混合磨损机制为主。

对不同宽度的1.4 mm厚高强DP980双相钢板试样进行了成形极限测试,研究了成形极限破裂与颈缩发生时的材料应变程度,分析了双相钢DP980微观组织结构对颈缩与破裂的影响因素。利用扫描电镜、电子背散射衍射、透射电镜、拉伸试验机等设备进行组织、性能分析。结果表明,高强双相钢DP980在成形极限测试中会出现多个应力极限点,颈缩处成形极限FLD₀为0.14,破裂FLD₀为0.20。试样成形极限断口结果显示,高强双相钢DP980中存在的Nb、Ti的析出相使其在颈缩发生后由混合断裂特征转变为韧性断裂特征。TEM结果显示,高强双相钢DP980中板条马氏体的存在阻碍了位错的移动,板条马氏体的存在大大增加了钢的强度。KAM结果显示,出现颈缩后,在铁素体晶粒内部,位错的大量塞积以至于形成位错墙,致使材料产生较大加工硬化能力。

针对锁紧销A面易腐蚀、B面易磨损问题,通过在35CrMo钢锁紧销A面和B面分别激光熔覆镍基合金和铁基合金制备熔覆层,研究其微观组织、显微硬度、强度、耐腐蚀性和耐磨性。结果表明,熔覆层与基体之间形成良好的冶金结合,铁基合金熔覆层与基体的剪切强度达到573 MPa以上,两种熔覆层显微组织以树枝晶、柱状晶及等轴晶组成。铁基合金熔覆层的显微硬度为480 HV0.5左右,基体的硬度为280 HV0.5,激光熔覆铁基合金显著提高锁紧销B面的硬度,其耐磨性较基体大幅提高,可减小硬度太高划伤钢轨的风险;镍基合金熔覆层显微硬度与基体相近。铁基和镍基合金熔覆层经240 h中性盐雾试验均未发现腐蚀现象。

为研究高导高强钢中第二相粒子形变诱导析出行为与性能变化,利用Gleeble-3500热模拟试验机,进行应力松弛试验,之后使用金相显微镜、电感耦合等离子光谱发生仪(ICP)、维氏硬度仪、四探针电阻率仪等对钢进行组织性能观察与分析。试验结果表明,弛豫过程可以根据应力松弛曲线的斜率分为3个阶段,第一阶段发生再结晶,第二阶段发生形变诱导析出,第三阶段再结晶被抑制,析出长大。根据应力松弛曲线得到的PTT曲线为“S”型,鼻尖温度为950 ℃。在较高变形温度下,析出相快速析出,对位错产生钉轧,晶粒尺寸在减小。试验钢整体硬度较低,且波动较大,整体变化趋势无规律,在850 ℃变形时硬度最高。电阻率呈现出随变形温度上升先降低后上升的趋势,在800 ℃变形时电阻率最低。

通过合金成分与淬、回火工艺优化获得1900、2000和2100 MPa级别的超高强弹簧钢,并对比研究了这3种超高强钢的组织、性能与强化机制。结果表明,随着C和V含量的提高,钢材原奥氏体晶粒尺寸由28.8 μm减小到16.0 μm。2100 MPa级别钢的抗拉强度达2130 MPa,断面收缩率为42%。进一步研究表明2100 MPa级别弹簧钢含有高达16.2%的残留奥氏体,在拉伸变形时,残留奥氏体发生相变诱发塑性(TRIP)效应使钢材加工硬化能力和均匀伸长率显著提高。2100 MPa级别弹簧钢强度主要来源于固溶强化、位错强化与沉淀强化,其强化贡献值分别为391、808和469 MPa。细化的原奥氏体晶粒以及残留奥氏体的TRIP效应是2100 MPa级别超高强弹簧钢具有优异强塑性的关键。

基于某白车身典型热成形零件,系统研究了不同热成形零件本体的显微组织和力学性能。结果表明,典型热成形零件显微组织主要为板条状马氏体,个别零件局部区域存在少量残留奥氏体组织,模内软区显微组织主要由铁素体、马氏体以及少量的贝氏体构成,马氏体无明显的板条状特征,且马氏体的比例相对较低。左前/后车门防撞梁脱碳层厚度分布在38.55~45.57 μm,左前门防撞梁三点弯曲平均力值达6962 N,最大力值达9709 N;左后车门防撞梁平均力值达8740 N,最大力值达11 392 N,三点弯曲后零件表面状态良好,且无裂纹产生,防撞梁性能满足整车安全碰撞测试要求。热成形零件本体平均维氏硬度分布在456~507 HV10;拉伸性能方面,屈服强度＞1000 MPa,抗拉强度＞1400 MPa,伸长率≥5.5%;软区测点维氏硬度分布在225~243 HV10,拉伸性能方面,屈服强度＞470 MPa,抗拉强度＞650 MPa,伸长率≥17%,零件性能均满足标准要求。

向离子渗氮炉内通入氨气和氩气,保持氨气流量为0.5 L/min,通过改变氩气流量来控制炉压(氩气流量分别为0、0.45、0.60、0.85 L/min),研究炉压对小模数齿轮渗氮层均匀性和渗氮层组织的影响。结果表明,离子渗氮层均匀性随着氩气通入量的增加而增加;在540 ℃×8 h离子渗氮工艺下,当炉压低于180 Pa时,轮齿齿根处无法渗氮;当炉压高于330 Pa时,炉内由于辉光厚度太薄,打弧几率增加,炉温均匀性变差。随着氩气通入量的增加,化合物层厚度减少,并在一定程度上提高渗氮速率,而对渗层疏松和脉状氮化物级别无明显影响。

针对薄壁钼管加工中由于大塑性变形而固有的严重各向异性问题,采用不同退火温度(900、1050、1200 ℃)来调控Mo-Re合金薄壁管的微观组织和力学性能。结果表明,Mo-Re合金棒料中存在大量<101>//TD的织构,呈现出明显的各向异性。锻造后经过1050 ℃×1 h退火的Mo-Re合金坯料,可以有效实现薄壁钼管在各向异性和强韧性方面的同步改善,其室温拉伸强度达到838 MPa,1300 ℃高温拉伸强度达到198 MPa,且平均硬度为230.5 HV0.3。经过1050 ℃×1 h退火制备的Mo-Re合金薄壁管具有优良的强韧性,这主要与退火处理后Mo-Re合金棒料的晶粒尺寸分布有关。1050 ℃退火后Mo-Re合金棒料的平均晶粒尺寸为23.1 μm,较1200 ℃退火后Mo-Re合金棒料的更小,具有更高的强塑性;其晶粒尺寸集中度较900 ℃退火后Mo-Re合金棒料的更高,塑性变形过程中的变形协调性更好。

针对已完成调质处理和粗加工的06Cr13马氏体不锈钢零件在不同工艺条件下进行消除应力处理,采用蔡司显微镜、显微硬度计、X射线应力测定仪分析试样在不同消除应力热处理工艺下的显微组织、布氏硬度和加工残余应力。结果表明,低于材料调质回火温度的消除应力热处理工艺对06Cr13马氏体不锈钢的微观组织和硬度几乎不产生影响,随着消除应力热处理温度的增加,残余应力逐渐降低,且在560 ℃消除应力热处理下,基本无残余应力。