CN113249645B - 一种高延性超高强韧钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种高延性超高强韧钢及其制备方法，属于合金钢制造技术领域。所述钢化学成分的质量百分比为：C：0.45‑0.55％，Si：1.8‑2.2％，Mn：0.5‑1.0％，Cr：1.8‑2.2％，Mo：0.4‑0.6％，Ni：1‑3％，0.02％≤V+Nb+Cu≤0.06％，0.005％≤Al+Ti≤0.01％，P≤0.01％，S≤0.005％，O≤30ppm，N≤40ppm，余量：Fe。本发明中通过Si、Cr、Mo等合金元素的联合使用，经相应热处理后，使该材料在具有超高强度的同时兼具良好的塑韧性；同时，合金成分中不含Co、W、Ce等贵金属，并减少Ni的使用量，大幅降低了制造成本，简化了制备工艺。同时，本发明所制备的高延性超高强韧钢具有优异的力学性能：抗拉强度(Rm)≥2230MPa，屈服强度(Rp0.2)≥1450MPa，伸长率(A)≥13％，断面收缩率(Z)≥35％，冲击韧性(Aku2)≥50J。

Description

一种高延性超高强韧钢及其制备方法
技术领域
本发明属于合金钢制造技术领域，特别涉及一种高延性超高强韧钢及其制备方法。
背景技术
近年来，超音速飞机以及火箭、导弹和宇航技术的发展对结构材料的强韧性提出了越来越高的要求。同时，这些技术的发展所需要解决的首要问题是如何使器件轻量化。因此，应用于这些技术领域的材料首先需要满足的条件之一是具有大的强重比。铝合金与钛合金一直是航空工业重要的结构材料，主要就是因为这些材料的强重比比较大。自从超高强韧钢逐渐发展成熟以后，钢铁材料在这些领域的应用才逐渐变得广泛，例如，飞机的降落装置、机翼配件、尾翼的贯通部件以及发动机台架等部件，都需要用抗拉强度1963MN/m2(200kg/mm2)左右的超高强韧钢来制造。简言之，鉴于应用技术的发展需求以及对装备经济可承受性的重视，人们对超高强度钢的要求是在尽量提高其强度的同时兼具韧性和低成本。
在制备具有较高强韧性的超高强度钢的传统工艺中，合金成分中必须采用大量的Co和Ni，如Aermet100、AF1410、M250、F175、G99等皆属于此类高合金钢。Co和Ni具有固溶强化作用，Co元素能提高钢的再结晶温度(T)使位错结构保存下来，位错结构作为增加细小碳化物的形核点，析出更多的细小碳化物，这对于二次析出强化钢的超高强韧性起到了关键性作用；Ni能使基体中的螺型位错不易发生分解，保证了交滑移的发生，这对提高钢的韧性也起到了一定作用。然而，Co、Ni均为我国稀缺的贵重战略性元素，其作为合金成分的大量使用会导致高合金钢成本十分昂贵，难以获得广泛应用，仅用于部分国防尖端武器。而40CrNiMo、300M、30CrMnSiNi、35Si2Mn2MoV和D6AC等低成本超高强度钢，由于只含有少量Ni，而导致韧塑性较差，无法满足关键结构件的使用要求。
近年来，合金成分不含Co，同时减少Ni使用量的具有较高强韧性的超高强度钢发展迅速。经文献调研，目前我国此类超高强度钢代表钢种包括以下几种：
(1)“一种高韧性易旋压易焊接超高强度D506A钢及制备方法”(申请号：CN201410613963.9)，“一种高韧性超高强度钢的成分及其制备工艺”(申请号：CN201410776647.3)，和“一种高淬透性低屈强比超高强度钢及制备方法”(申请号：CN201610065359.6)，这三篇专利文献中所公开的钢均具有合适的强韧性，但合金元素含量高，成本高。
(2)“一种中锰超高强度钢及其制备方法”(申请号：CN201910406834.5)和“一种低合金超高强度钢”(申请号：CN201910054898.3)所公开的超高强度钢合金含量少、成本低，但强度较低，满足不了超高强韧钢的要求。
(3)“一种超高强度高韧性合金钢及其制备方法”(申请号：CN201910625665.4)，该发明中的钢材料具有高的抗拉强度，但延伸率不足。
(4)“一种低合金超高强度结构钢及制备方法”(申请号：CN201911074448.7)，该发明中的钢材料的屈服强度、断面收缩率Z、冲击韧性Aku2的参数值相对较低。
(5)“一种高塑韧性低合金超高强度钢及制备方法”(申请号：CN202010816761.X)和“一种低合金超高强度钢及其热处理工艺”(申请号：CN202010191822.8)所公开的合金钢具有较好的冲击韧性及断后伸长率，但抗拉强度较低。
(6)“一种低屈强比2000MPa级超高强度钢及其制备方法”(申请号：CN202011186691.0)和“一种高屈服2000MPa级超高强度钢及其制备方法”(申请号：CN202011186677.0)所公开的合金钢强韧性匹配较好，合金成分简单，但工艺流程复杂，不容易控制。
上述现有超高强度钢的化学成分和力学性能分别如表1、表2所示。可以看出，虽然这些钢种的合金成分中不含Co且减少了Ni的使用，但同时也牺牲了合金钢部分的强韧性，或者为了保证强塑性而加入稀有金属W(如CN201410776647.3和CN202010816761.X)，CN202010191822.8中甚至除了W之外还添加了Ce，成本并没有降低；有些钢中虽然未添加贵金属元素(如CN202011186691.0和CN202011186677.0)，但工艺流程复杂，不容易控制。
因此，开发一种兼具超高强度、高韧性、低成本以及工艺简单的高延性超高强韧钢具有重要意义。
Figure BDA0003018029250000041
Figure BDA0003018029250000051
发明内容
针对上述现有超高强度钢的制备工艺中，为提高合金钢的塑韧性必须添加W、Ce等高成本合金材料或者必须采用复杂工艺的技术难题，本发明提供了一种高延性超高强韧钢及其制备方法，通过采用简单的工艺方法制备出兼具超高强度、高韧性且较低制造成本的合金钢。
本发明的目的是通过以下技术方案实现的：
本发明的一方面提供一种高延性超高强韧钢，所述钢化学成分的质量百分比为：C：0.45-0.55％，Si：1.8-2.2％，Mn：0.5-1.0％，Cr：1.8-2.2％，Mo：0.4-0.6％，Ni：1-3％，0.02％≤V+Nb+Cu≤0.06％，0.005％≤Al+Ti≤0.01％，P≤0.01％，S≤0.005％，O≤30ppm，N≤40ppm，余量：Fe。
上述化学成分的设计依据如下：
C：C作为间隙固溶强化元素，能够有效提高钢的硬度和强度，增加过冷奥氏体的稳定性，提高钢的淬透性。但是，如C含量过高，则会形成较脆的组织，合金钢的塑韧性很差，热加工变形及焊接等工艺性也较差，在回火过程中，C含量较高的钢会形成较粗大的碳化物，从而恶化其冲击性能，难以应用；如含碳量过低，则容易形成铁素体等强度较低的组织，强度达不到超高强度要求。由于抗拉强度与C含量呈直线关系：σb(MPa)＝(294×C％+82)×9.8，式中，C％表示钢中碳含量，适用范围为0.25-0.6％C。按公式计算，为达到2200MPa以上的强度，C含量须在0.45％以上。因此，本发明钢的含C量要求控制在0.45-0.55％wt之间。
Si：Si固溶在铁素体和奥氏体中具有提高它们的硬度和强度的同时，还能够有效增强钢的回火稳定性的特性。更为重要的是，Si的加入可抑制残余奥氏体向渗碳体分解转变，使部分富碳奥氏体首先析出ε-碳化物和未转变的奥氏体一起沿着铁素体边界分布，可显著提高钢的韧性。此外，Si可以显著提高钢的弹性极限，屈服点和抗拉强度，作为Cr当量的形成元素和Mo、Cr等结合，可以提高钢的抗腐蚀性和抗氧化性，但是，过高的Si加入，会促进C的石墨化，反而降低钢的韧性，同时，Si对钢的表面质量有害，会限制钢材在镀锌产品中的应用。因此，本发明将Si含量确定在1.8-2.2wt％之间。
Mn：Mn不但是良好的脱氧剂和脱硫剂，而且可以显著提高钢的淬透性和强度，Mn是弱碳化物形成元素，通常固溶在钢中，起到固溶强化、形成位错马氏体和残余薄膜奥氏体的综合作用，尤其是，形成残余薄膜奥氏体对提高钢的韧性非常有利。此外，Mn还能够抑制网状渗碳体的形成，也对提高钢的韧性有利。但Mn含量过高会降低马氏体相变温度Ms点，而且Mn含量过高时，有使钢晶粒粗化的倾向，并增加钢的回火脆敏感性，同时增加真空自耗重熔冶金过程中成分偏析，而Mn与Si都提高屈服强度和屈强比。综合考虑，将Mn含量范围定在0.5-1.0wt％之间。
Cr：Cr与Fe能够形成连续固溶体，具有固溶强化作用，而且Cr的添加能够降低临界冷却速度、提高钢的淬透性和回火抗力，即在回火时能阻止或减缓碳化物的析出与聚集，提高钢的回火稳定性。同时，Cr在钢中可以形成((Fe，Cr)3C，(Fe，Cr)7C3和((Fe，Cr)23C7等多种碳化物，产生二次强化作用以获得所需的高强度，同时显著提高抗脱碳能力，但含量过高则会显著提高钢的淬火温度、降低钢的韧性和加工性，而且与Ni同时添加会显著降低Ms点。Cr含量对二次强化反应温度和合金碳化物粗化行为有显著影响，Cr含量较高会促进合金碳化物粗化而降低钢的塑韧性，反之则会使二次强化反应温度过高，易于形成逆转奥氏体，使钢的强度下降。综合考虑，本发明中Cr含量控制在1.8-2.2wt％。
Mo：Mo既可形成碳化物产生二次强化作用，又能使钢的晶粒细化产生细晶强化作用；Mo元素对扩散界面拖曳作用耗散的自由能约是Mn元素的3倍，通过形成固溶体产生固溶强化作用，可以提高材料强度；Mo元素在奥氏体化时固溶在钢中，冷却过程中通过抑制扩散界面运动实现细化最终组织。Mo有效地提高钢的淬透性、回火抗力和抑制高温回火脆性的同时，还能够强化晶界。含量小于0.20％难以起到上述作用，但是，Mo含量过高会粗化组织既降低钢的韧塑性，又提高了钢的成本。综合考虑，Mo的成分添加应控制在0.4-0.6wt％之间。
Ni：由于材料韧性取决于塑性变形时位错交滑移的难易程度，Ni能使螺型位错不易发生分解，保证了交滑移的发生，所以，钢中加入Ni能够显著提高韧性，如M250和Aermet100具有良好韧性皆基于此。Ni为强的奥氏体形成元素，增加Ni含量有助于提高奥氏体组织的稳定性，获得残余奥氏体，能提高材料的强度，而又保持良好的塑性和韧性。但Ni含量达到3.5％时将严重推迟C曲线，显著提高淬透性，是本发明钢的主要技术指标之一。但是，如果Ni含量过高，不但会显著增加钢的成本，而且残余奥氏体过多降低强度，必需采用深冷处理使热处理工艺复杂，综合考虑，将Ni的成分范围控制在1-3wt％。
V、Nb、Cu：V和Nb是强碳化物形成元素，在低合金超高强度钢中通过形成细小弥散的MC型析出相进行复合强化，提高钢的强度和韧性。钢中添加少量的V形成的碳化物V4C3比较稳定，可以抑制晶界移动和晶粒长大具有显著的细化晶粒作用，使钢坯在加热阶段奥氏体晶粒不至于生长的过于粗大。V含量小于0.05％难以起到上述作用，但V含量不宜偏高，偏高将降低塑韧性。Nb能细化晶粒和降低钢的过热敏感性及回火脆性，还可改善焊接性能，提高强度，但塑性和韧性有所下降。Nb与Cr形成Nb-Cr合金，提高合金钢在高温条件下的机械性能。Nb含量小于0.01％起不到上述作用，Nb含量较高会在回火过程中形成较粗大的NbC析出，超过0.3％会增加脆性倾向。此外，Cu和Si在制造的整个过程中能够形成Cu-Si合金，其能够提高钢的耐磨性能，并且Cu还能够增强合金钢的强度和韧性。但含Cu过高会在热加工时容易产生热脆，使塑性显著降低。综合考虑，本发明控制在0.02wt％≤V+Nb+Cu≤0.06wt％。
Al、Ti：Ti与N在高温时形成TiN，板坯加热奥氏体化时，TiN会抑制奥氏体晶粒长大。Ti与C在较低温度区间形成TiC，细小的TiC颗粒有利于提高材料的低温冲击性能，同时在加热过程中，这些未熔解的碳化物小质点增加了奥氏体的形核中心并阻碍了高温时奥氏体晶界的移动或合并，直到这些碳化物小质点完全熔进固溶体时，奥氏体晶粒才开始急剧长大。Ti含量过高，也会形成粗大的方形TiN析出，材料在受力时应力会集中在TiN颗粒附近，成为微裂纹的形核长大源，降低钢板的疲劳性能。Al元素在高温时形成细小的A1N析出，可以抑制奥氏体晶粒长大，达到奥氏体细化晶粒、提高钢在低温下的韧性。Al含量过高会导致较大的Al的氧化物形成，降低钢板的低温冲击性能、热加工性能、焊接性能和切削加工性能。因此，含量优选为0.005wt％≤Al+Ti≤0.01wt％。
本发明所述高延性超高强韧钢有害杂质含量控制要求：P≤0.01wt％，S≤0.005wt％，O≤30ppm，N≤40ppm。
本发明的另一方面提供上述高延性超高强韧钢的制备方法，包括以下步骤：
(1)按照所述高延性超高强韧钢的化学组分进行配料，采用真空熔炼、浇铸得到合金铸锭；
(2)对所述铸锭经高温均匀化处理后进行热轧，初轧温度为1140-1160℃，终轧温度不低于950℃；
(3)将轧板加热至900-950℃进行正火处理，保温0.25-0.5h，使轧板组织全部奥氏体化，取出空冷至室温；
(4)将轧板加热至200-320℃进行回火处理，保温2-3h，取出空冷至室温，即得到所述高延性超高强韧钢。
进一步的，步骤(1)中所述合金铸锭的重量不低于150kg。
进一步的，步骤(2)中所述均匀化处理的温度为1150-1200℃，保温时间为2-2.5h。
进一步的，步骤(2)中所述热轧工序包括：
(2-1)将所述铸锭切割成厚度为60mm的板坯，进行三道次粗轧至15mm，每道次下压量均为15mm；
(2-2)将轧板进行三道次精轧，下压量分别为5mm、3mm和2mm，最终轧制成厚度为5-5.5mm的钢板。
进一步的，步骤(2)还包括轧制完成后将钢板立即放入600℃的退火炉中，随炉冷却至室温后取出。
进一步的，步骤(3)中所述正火处理的升温速率为15-20℃/min。
进一步的，步骤(4)中所述回火处理的升温速率为15-20℃/min。
进一步的，步骤(4)中所述高延性超高强韧钢的抗拉强度(Rm)≥2230MPa，屈服强度(Rp0.2)≥1450MPa，伸长率(A)≥13％，断面收缩率(Z)≥35％，冲击韧性(Aku2)≥50J。
与现有技术相比，本发明技术方案具有如下有益效果：
本发明中通过Si、Cr、Mo等合金元素的联合使用，经相应热处理后，使该材料在具有超高强度的同时兼具良好的塑韧性；同时，合金成分中不含Co、W和Ce等贵金属，并减少Ni的使用量，与AerMet100等传统高合金钢与表1中各合金钢相比，大幅降低了使用成本，简化了制备工艺。
同时，本发明所制备的高延性超高强韧钢具有优异的力学性能，按照国家标准(GB/T 228.1-2010，GB/T229-2007)分别进行准静态拉伸和冲击韧性测试，满足：抗拉强度(Rm)≥2230MPa，屈服强度(Rp0.2)≥1450MPa，伸长率(A)≥13％，断面收缩率(Z)≥35％，冲击韧性(Aku2)≥50J。
附图说明
图1为本发明实施例1得到的钢材料在扫描电镜下的微观组织形貌照片；
图2为本发明实施例1得到的钢材料拉伸曲线；
图3为本发明实施例2得到的钢材料在扫描电镜下的微观组织形貌照片；
图4为本发明实施例2得到的钢材料拉伸曲线；
图5为本发明实施例3得到的钢材料在扫描电镜下的微观组织形貌照片；
图6为本发明实施例3得到的钢材料拉伸曲线。
具体实施方式
以下结合实施例，示例性说明及帮助进一步理解本发明。但实施例具体细节仅是为了说明本发明，并不代表本发明构思下的全部技术方案，因此不能理解为对本发明技术方案的限定。一些不偏离本发明构思的非实质性改动，例如相同或相似的成分或工艺微调等，均属本发明权利保护范围。
实施例1
本发明的一种超高强度钢的制备工艺，具体处理工艺如下：
1)采用真空感应炉熔炼法控制钢中的合金元素含量，以质量百分比记：
C：0.47％，Si：2.2％，Mn：0.59％，Cr：2.2％，Mo：0.45％，Ni：2.03％，V：0.02％，Nb：0.016％，Cu：0.02％，Al：0.005％，Ti：0.004％，P：0.0097％，S：0.005％，O：30ppm，N：35ppm，余量：Fe。使用真空中频感应炉熔炼，获得160kg铸锭。
2)轧制工艺：对冶炼钢锭，经高温均匀化后进行热轧，采用控制轧制过程的初温和终温工艺进行轧制；具体步骤如下：工序1：将铸锭切割成厚度60mm的板坯，加热到1200℃保温2小时，初轧温度为1150℃，先进行三次粗轧下压量均为15mm，粗轧至15mm；工序2：进行三道次精轧，下压量依次分别为5，3，2mm，最终轧制成5.3mm的钢板，终轧温度960℃：工序3：轧制完成后，立即将钢板放入预先准备好的600℃的退火炉中，进行随炉冷却至室温后取出。
3)热处理工艺：工序1：轧板正火处理，以升温速率18℃/min加热至940℃，保温0.25h使轧板组织全部奥氏体化，取出空冷至室温；工序2：回火处理，以升温速率15℃/min加热至230℃，保温2h，取出空冷至室温。
4)将实施例1得到的钢材料，按照国家标准分别进行准静态拉伸、冲击韧性和断裂韧性测试，结果如下：Rm＝2230MPa，Rp0.2＝1566MPa，A＝13.7％，Z＝37％，Aku2＝51J。
实施例2
本发明的一种超高强度钢的制备工艺，具体处理工艺如下：
1)采用真空感应炉熔炼法控制钢中的合金元素含量，以质量百分比记：
C：0.55％，Si：1.95％，Mn：1.0％，Cr：1.943％，Mo：0.45％，Ni：2.035％，V：0.019％，Nb：0.02％，Cu：0.02％，Al：0.003％，Ti：0.004％，P≤0.0076％，S：0.0041％，O：29ppm，N：37ppm，余量：Fe。使用真空中频感应炉熔炼，获得150kg铸锭。
2)轧制工艺：对冶炼钢锭，经高温均匀化后进行热轧，采用控制轧制过程的初温和终温工艺进行轧制；具体步骤如下：工序1：将铸锭切割成厚度60mm的板坯，加热到1200℃保温2小时，初轧温度为1160℃，先进行三次粗轧下压量均为15mm，粗轧至15mm；工序2：进行三道次精轧，下压量依次分别为5，3，2mm，最终轧制成5.3mm的钢板，终轧温度950℃；工序3：轧制完成后，立即将钢板放入预先准备好的600℃的退火炉中，进行随炉冷却至室温后取出。
3)热处理工艺：工序1：轧板正火处理，以升温速率20℃/min加热至920℃，保温0.3h使轧板组织全部奥氏体化，取出空冷至室温；工序2：回火处理，以升温速率18℃/min加热至220℃，保温2h，取出空冷至室温。
4)将实施例2得到的钢材料，按照国家标准分别进行准静态拉伸、冲击韧性和断裂韧性测试，结果如下：Rm＝2271MPa，Rp0.2＝1562MPa，A＝13.2％，Z＝35％，Aku2＝50J。
实施例3
本发明的一种超高强度钢的制备工艺，具体处理工艺如下：
1)采用真空感应炉熔炼法控制钢中的合金元素含量，以质量百分比记：C：0.47％，Si：1.89％，Mn：0.60％，Cr：1.92％，Mo：0.6％，Ni：3.04％，V：0.02％，Nb：0.037％，Cu：0.02％，Al：0.005％，Ti：0.003％，P：0.0095％，S：0.005％，O：30ppm，N：40ppm，余量：Fe。使用真空中频感应炉熔炼，获得155kg铸锭。
2)轧制工艺：对冶炼钢锭，经高温均匀化后进行热轧，采用控制轧制过程的初温和终温工艺进行轧制；具体步骤如下：工序1：将铸锭切割成厚度60mm的板坯，加热到1200℃保温2小时，初轧温度为1170℃，先进行三次粗轧下压量均为15mm，粗轧至15mm；工序2：进行三道次精轧，下压量依次分别为5，3，2mm，最终轧制成5.2mm的钢板，终轧温度950℃；工序3：轧制完成后，立即将钢板放入预先准备好的600℃的退火炉中，进行随炉冷却至室温后取出。
3)热处理工艺：工序1：轧板正火处理，以升温速率16℃/min加热至930℃，保温0.28使轧板组织全部奥氏体化，取出空冷至室温；工序2：回火处理，以升温速率18℃/min加热至220℃，保温2h，取出空冷至室温。
4)将实施例3得到的钢材料，按照国家标准分别进行准静态拉伸和冲击韧性测试，结果如下：Rm＝2231MPa，Rp0.2＝1498MPa，A＝15.56％，Z＝40％，Aku2＝55J。
以上所述仅为本发明的较佳实施例，并不用以限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (9)

1.一种高延性超高强韧钢，其特征在于，所述钢化学成分的质量百分比为：C：0.45-0.55％，Si：1.8-2.2％，Mn：0.5-1.0％，Cr：1.8-2.2％，Mo：0.4-0.6％，Ni：1-3％，0.02％≤V+Nb+Cu≤0.06％，0.005％≤Al+Ti≤0.01％，P≤0.01％，S≤0.005％，O≤30ppm，N≤40ppm，余量：Fe；
所述高延性超高强韧钢的抗拉强度≥2230MPa，屈服强度≥1450MPa，伸长率≥13％，断面收缩率≥35％，冲击韧性≥50J；
所述的高延性超高强韧钢的制备方法包括以下步骤：
(1)按照所述高延性超高强韧钢的化学组分进行配料，采用真空熔炼、浇铸得到合金铸锭；
(2)对所述铸锭经高温均匀化处理后进行热轧，初轧温度为1140-1160℃，终轧温度不低于950℃；
(3)将轧板加热至900-950℃进行正火处理，保温0.25-0.5h，使轧板组织全部奥氏体化，取出空冷至室温；
(4)将轧板加热至200-320℃进行回火处理，保温2-3h，取出空冷至室温，即得到所述高延性超高强韧钢。
2.一种如权利要求1所述的高延性超高强韧钢的制备方法。
3.如权利要求2所述的高延性超高强韧钢的制备方法，其特征在于，步骤(1)中所述合金铸锭的重量不低于150kg。
4.如权利要求2所述的高延性超高强韧钢的制备方法，其特征在于，步骤(2)中所述均匀化处理的温度为1150-1200℃，保温时间为2-2.5h。
5.如权利要求2所述的高延性超高强韧钢的制备方法，其特征在于，步骤(2)中所述热轧工序包括：
(2-1)将所述铸锭切割成厚度为60mm的板坯，进行三道次粗轧至15mm，每道次下压量均为15mm；
(2-2)将轧板进行三道次精轧，下压量分别为5mm、3mm和2mm，最终轧制成厚度为5-5.5mm的钢板。
6.如权利要求2所述的高延性超高强韧钢的制备方法，其特征在于，步骤(2)还包括轧制完成后将钢板立即放入600℃的退火炉中，随炉冷却至室温后取出。
7.如权利要求2所述的高延性超高强韧钢的制备方法，其特征在于，步骤(3)中所述正火处理的升温速率为15-20℃/min。
8.如权利要求2所述的高延性超高强韧钢的制备方法，其特征在于，步骤(4)中所述回火处理的升温速率为15-20℃/min。
9.如权利要求2-8任一项所述的高延性超高强韧钢的制备方法，其特征在于，步骤(4)中所述高延性超高强韧钢的抗拉强度≥2230MPa，屈服强度≥1450MPa，伸长率≥13％，断面收缩率≥35％，冲击韧性≥50J。
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