CN117845019A - 超高强度、高韧性钢的热处理方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种超高强度、高韧性钢的热处理方法，涉及特种金属材料的热处理方法的技术领域，包括淬火处理、深冷处理和回火处理，通过对各阶段热处理的处理温度、处理时间、炉温均匀性及装炉量等的精准控制，协同促进了有益强韧性组织的形成，能够获得强韧性良好匹配的超高强度、高韧性钢，稳定实现室温拉伸强度≥1930MPa，室温屈服强度≥1620MPa，且断裂韧性≥110MPa·m^1/2的技术指标，并且还使制备的超高强度、高韧性钢的力学性能的变异系数达到了抗拉强度变异系数≤0.18、断裂韧性变异系数≤2.0的超高标准，从而使产品力学性能合格且波动较小，稳定性强，能够满足生产所需。

Description

超高强度、高韧性钢的热处理方法

技术领域

本发明涉及特种金属材料的热处理方法技术领域，尤其是涉及一种超高强度、高韧性钢的热处理方法。

背景技术

随着现代科学技术的飞速发展，对金属材料的要求也越来越高，尤其是在一些特殊的环境中，如航空、航天等领域常涉及到需要超高强度、高韧性的特种金属材料。超高强度钢不仅具有超高的强度，还兼具优良的塑韧性、优异的抗疲劳性能、断裂韧性和抗应力腐蚀性能，可以满足其使用要求。

3.1Cr-11.5Ni-13.5Co-1.2Mo(0.21-0.25C)钢是一种新型的超高强度钢，目前国际及国内通用的该类高强度、高韧性3.1Cr-11.5Ni-13.5Co-1.2Mo(0.210.25C)钢(化学成分见表1)的执行标准要求室温拉伸强度≥1930MPa，室温屈服强度≥1620MPa，且断裂韧性≥110MPa·m^1/2。该合金以C、Cr、Mo作为主要强化元素，具有超高强-高韧性能，还兼具优良的抗应力腐蚀断裂和抗疲劳断裂能力，是航空航天器起落架的理想材料，目前已广泛应用于飞机起落架等航空航天领域。

表1化学成分

3.1Cr-11.5Ni-13.5Co-1.2Mo(0.210.25C)钢属于二次硬化型超高强度钢，一般通过淬火+深冷+回火处理后，形成高位错密度的板条马氏体基体，并弥散析出与基体呈共格或半共格的细小碳化物，从而产生强化效应，同时马氏体亚结构及薄膜状逆转变奥氏体产生韧化作用。但是由于该钢具有制备工艺窗口较窄的特点，淬火、深冷、回火三步热处理过程紧密相连，环环相扣，热处理工艺的波动，极易造成力学性能检验过程的不稳定，进而引起力学性能的不合格，给材料的生产单位造成了极大的困扰，因此，急需通过一种热处理工艺及参数的稳定调控，实现该超高强度、高韧性钢力学性能强韧性的稳定匹配。

发明内容

本发明的目的在于提供一种超高强度、高韧性钢的热处理方法，通过淬火+受控深冷处理+回火处理的热处理方法过程及参数的调控，稳定提升超高强度、高韧性钢的强韧性。

为了实现上述目的，本发明采用了以下技术方案：

本发明提供的一种超高强度、高韧性钢的热处理方法，包括如下步骤：

(1)淬火处理：

将炉温均匀性小于或者等于±14℃的加热炉升温至885℃，待控温仪仪表温度稳定控制在885℃后，用托盘将力学性能试样装入加热炉的有效区内进行加热，炉温在5～10min内升高至885℃后开始计时，保温60～70min；淬火前油槽中冷却油的油温控制在小于或等于60℃，油槽开启搅拌，所述力学性能试样快速出炉后分散开倒入油槽，进行油冷；

(2)深冷处理：

将炉温均匀性小于或者等于±8℃的深冷柜降温至-73℃，待深冷柜控温仪仪表温度稳定控制在-73℃后，用托盘将淬火处理后的力学性能试样装入深冷柜的中心有效区内进行深冷处理，关闭柜门后当仪表温度重新到达-73℃后开始计时，保温60～70min，闭电出炉，在空气中恢复至室温；

(3)回火处理：

将炉温均匀性小于或者等于±3℃的回火炉升温至482℃，待控温仪仪表温度稳定控制在482℃后，将深冷处理后的力学性能试样装入回火炉的有效区内进行加热，待仪表重新恢复到482℃后开始计时，保温370～390min，出炉后空冷2h至室温，获得超高强度、高韧性钢。

进一步的，在本发明上述技术方案的基础之上，步骤(1)中，淬火炉为箱式炉，其装炉量≤4个拉伸试样+4个冲击试样+4个断裂韧性试样。

进一步的，在本发明上述技术方案的基础之上，步骤(2)中，深冷柜的单层装炉量≤12个拉伸试样+12个冲击试样+12个断裂韧性试样。

进一步的，在本发明上述技术方案的基础之上，步骤(3)中，回火炉为井式炉；其单层装炉量≤8个拉伸试样+8个冲击试样+8个断裂韧性试样。

进一步的，在本发明上述技术方案的基础之上，步骤(1)中，试样快速出炉转移到冷却油中淬火时间小于或等于6s；

和/或，试样在冷却油中的冷却时间为20～60min，并进行充分不间断的搅拌，促进材料淬火的均匀性。

进一步的，在本发明上述技术方案的基础之上，所述冷却油为B244真空淬火油；

和/或，所述冷却油的油冷速率为60～90℃/s。

进一步的，在本发明上述技术方案的基础之上，淬火处理和深冷处理的时间间隔不超过1～2h；

和/或，深冷处理和回火处理的时间间隔为2～8h。

本发明还提供一种如上所述的超高强度、高韧性钢的热处理方法制备的钢材料。

进一步的，在本发明上述技术方案的基础之上，所述钢材料为3.1Cr-11.5Ni-13.5Co-1.2Mo钢，其中C的质量百分比为0.21～0.25％。

进一步的，在本发明上述技术方案的基础之上，所述钢材料的力学性能的变异系数包括：

抗拉强度变异系数≤0.18；断裂韧性变异系数≤2.0。

本发明提供的一种超高强度、高韧性钢的热处理方法，有益效果如下：

通过对该材料的力学性能试样热处理过程中淬火、深冷及回火的精准控制，包括各阶段热处理的处理温度、处理时间、炉温均匀性及装炉量等的精准控制，协同促进了有益强韧性组织的形成，能够获得强韧性良好匹配的超高强度、高韧性钢，稳定实现室温拉伸强度≥1930MPa，室温屈服强度≥1620MPa，且断裂韧性≥110MPa·m^1/2的技术指标，并且还使制备的超高强度、高韧性钢的力学性能的变异系数达到了抗拉强度变异系数≤0.18、断裂韧性变异系数≤2.0的超高标准，从而使产品力学性能合格且波动较小，稳定性强，能够满足生产所需，使试样测试结果更加稳定可靠。

具体实施方式

为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明的实施例，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述。本领域技术人员应该明了，所述实施例仅仅是帮助理解本发明，不应视为对本发明的具体限制。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。下列实施例中未注明具体条件的工艺参数，通常按照常规条件。

在本发明中所披露的范围的端点和任何值都不限于该精确的范围或值，这些范围或值应当理解为包含接近这些范围或值的值。对于数值范围来说，各个范围的端点值之间、各个范围的端点值和单独的点值之间，以及单独的点值之间可以彼此组合而得到一个或多个新的数值范围，这些数值范围应被视为在本发明中具体公开。

根据本发明的第一个方面，提供一种超高强度、高韧性钢的热处理方法，包括如下步骤：

(1)淬火处理：

将炉温均匀性小于或者等于±14℃的加热炉升温至885℃，待控温仪仪表温度稳定控制在885℃后，用托盘将力学性能试样装入加热炉的有效区内进行加热，炉温在5～10min内升高至885℃后开始计时，保温60～70min；淬火前油槽中冷却油的油温控制在小于或等于60℃，油槽开启搅拌，所述力学性能试样快速出炉后分散开倒入油槽，进行油冷；

(2)深冷处理：

将炉温均匀性小于或者等于±8℃的深冷柜降温至-73℃，待深冷柜控温仪仪表温度稳定控制在-73℃后，用托盘将淬火处理后的力学性能试样装入深冷柜的中心有效区内进行深冷处理，关闭柜门后当仪表温度重新到达-73℃后开始计时，保温60～70min，闭电出炉，在空气中恢复至室温；

(3)回火处理：

将炉温均匀性小于或者等于±3℃的回火炉升温至482℃，待控温仪仪表温度稳定控制在482℃后，将深冷处理后的力学性能试样装入回火炉的有效区内进行加热，待仪表重新恢复到482℃后开始计时，保温370～390min，出炉后空冷2h至室温，获得超高强度、高韧性钢。

具体地，步骤(1)中炉温均匀性优选为±5℃～±10℃，炉温均匀性过小会使材料的可控热处理温度范围变窄，处理条件苛刻，在实际淬火处理中增大操作难度，而本发明提供的淬火炉的炉体，其炉温均匀性保持在±14℃就能满足工艺要求。

进一步，步骤(1)中在885℃进行淬火，材料的力学性能最佳。因为低于885℃淬火，材料中的M6C和M23C6等有害碳化物不能有效溶解，无法实现充分固溶；高于885℃淬火，材料的晶粒度会增大，降低材料的综合性能。

步骤(1)中，需确保炉温均匀性、装炉量及保温时间在限定范围内共同作用，才能使钢中的合金元素更加均匀的熔解在钢中，使钢材的组织更加均匀，从而在后续的冷却过程中获得更加均匀的组织。

具体地，步骤(2)中深冷过程的主要目的是减少材料中的残余奥氏体，消除后续回火过程中残余奥氏体对性能的影响，而本发明提供的深冷柜在±8℃的炉温均匀性下便可以满足材料深冷处理消除残奥体的要求。

步骤(2)中，需确保炉温均匀性、装炉量及保温时间在限定范围内共同作用，才能够有效的降低超高强度、高韧性钢中的残余奥氏体，实现良好的塑韧性匹配。完成后试样需在空气中完全恢复至室温。

具体地，步骤(3)中，本发明提供的超高强度、高韧性钢的强韧化机理主要是在高位错密度的板条马氏体基体上析出细小弥散的M2C碳化物及逆转变奥氏体得以实现强化，而在482℃可以得到实现材料的最佳强韧性匹配，高于482℃回火，析出的M2C碳化物会粗化，由密排六方结构(HCP)逐渐转化为正交结构的M2C碳化物，降低材料的性能；低于482℃回火，无法完全析出针状的M2C碳化物实现强化，因此炉温的均匀性至关重要，对材料的炉温均匀性要求较高，要求回火的炉温均匀性要在±3℃以内；进一步还需要严格控制回火的时间为370～390min和井式炉的单层装炉量≤8个拉伸试样+8个冲击试样+8个断裂韧性试样，才能保证材料的强度和韧性均满足要求，回火时间短，则强度高，韧性低；回火时间长，则强度低，韧性高。

作为本发明一种可选实施方式，步骤(1)中，淬火炉为箱式炉，其装炉量≤4个拉伸试样+4个冲击试样+4个断裂韧性试样。

作为本发明一种可选实施方式，步骤(2)中，深冷柜的单层装炉量≤12个拉伸试样+12个冲击试样+12个断裂韧性试样。

作为本发明一种可选实施方式，步骤(3)中，回火炉为井式炉；其单层装炉量≤8个拉伸试样+8个冲击试样+8个断裂韧性试样。

作为本发明一种可选实施方式，步骤(1)中，试样快速出炉转移到冷却油中淬火时间小于或等于6s；

和/或，试样在冷却油中的冷却时间为20～60min，并进行充分不间断的搅拌，促进材料淬火的均匀性。

具体地，当试样出炉后，由于室温低于钢的奥氏体化温度，试样中的组织就开始发生转变，如果转移时间大于6s，由于试样表面的冷却速度较慢，钢中会出现贝氏体等组织的转变，从而影响后续材料的性能。因此，要尽可能缩小试样在空气中的转移时间，使试样快速转移到冷却油中进行快速冷却，避免试样在空气中空冷形成贝氏体等不期望出现的组织，从而影响了材料性能。

具体地，严格控制冷却时间可以使奥氏体组织充分彻底转变为板条马氏体，为实现良好的强韧性匹配提供前提条件，冷却时间如果小于20min会使淬火后生成的高位错密度的板条马氏体未得到充分转化，进而影响后续回火过程中的强度。

淬火处理后的力学性能试样在油冷时需确保试样完全浸没在油中，这是为了使奥氏体向马氏体充分转化，提高基体组织的均匀性。

作为本发明一种可选实施方式，所述冷却油为B244真空淬火油；

和/或，所述冷却油的油冷速率为60～90℃/s。。

淬火介质通常选用25#变压器油和B244真空淬火油，本申请选用B244真空淬火油是因为其具有非常高的冷却速度，特别适合于碳钢及合金钢的淬火处理。并且淬火后可得到高位错密度的板条马氏体基体，为实现材料良好的强韧性匹配提供前提条件。

作为本发明一种可选实施方式，淬火处理和深冷处理的时间间隔不超过1～2h；

和/或，深冷处理和回火处理的时间间隔为2～8h。

淬火处理完成后，试样需在1～2h内转移进行深冷处理，保证奥氏体向板条马氏体的充分转变，实现良好的塑韧性匹配。

深冷处理后，一般5～10月时至少间隔2小时进行回火处理，11～4月至少3个小时以上再进行回火处理，确保深冷后试样充分恢复到室温。

根据本发明的第二个方面，提供一种由上述超高强度、高韧性钢的热处理方法制备的钢材料。

作为本发明一种可选实施方式，所述钢材料为3.1Cr-11.5Ni-13.5Co-1.2Mo钢，其中C的质量百分比为0.21-0.25％。

作为本发明一种可选实施方式，所述钢材料的力学性能的变异系数包括：

抗拉强度变异系数≤0.18；断裂韧性变异系数≤2.0。

下面结合具体实施例和对比例对本发明作进一步详细地描述。

实施例1

步骤(1)淬火处理：将炉温均匀性为±10℃的加热炉升温至885℃，待控温仪仪表温度稳定控制在885℃后，用托盘将力学性能试样(试样包括的标准拉伸试样、10mm*10mm*55mm的冲击试样及B＝25的断裂韧性试样(紧凑或者三点弯曲试样))装入加热炉的有效区内进行加热，炉温在10min内升高至885℃后开始计时，保温60min。采用油冷速率为86℃/s的B244真空淬火油，淬火前油温控制在30℃，将保温结束后的试样在5秒内快速放入冷却油中，搅拌冷却油并使试样在冷却油中冷却25min，试样冷却到室温。

步骤(2)深冷处理：在淬火完成1h后进行深冷处理，将炉温均匀性为±1℃的深冷柜降温至-73℃，待深冷柜控温仪仪表温度稳定控制在-73℃后，用托盘将力学性能试样装入深冷柜的中心有效区内进行深冷处理，关闭柜门后30min深冷柜重新到达-73℃后，深冷处理保温60min，闭电出炉，空气中恢复至室温。

步骤(3)回火处理：将炉温均匀性为±3℃的井式回火炉升温至482℃，待控温仪仪表温度稳定控制在482℃后，将已经深冷处理后4h的力学性能试样装入回火炉的有效区内进行加热，20min仪表重新恢复到482℃后开始计时，保温370min。

实施例2

步骤(1)淬火处理：将炉温均匀性为±14℃的加热炉升温至885℃，待控温仪仪表温度稳定控制在885℃后，用托盘将力学性能试样(试样包括的标准拉伸试样、10mm*10mm*55mm的冲击试样及B＝25的断裂韧性试样(紧凑或者三点弯曲试样))装入加热炉的有效区内进行加热，炉温在7min内升高至885℃后开始计时，保温70min。采用油冷速率为86℃/s的B244真空淬火油，淬火前油温控制在60℃，将保温结束后的试样在6秒内快速放入冷却油中，搅拌冷却油并使试样在冷却油中冷却60min，试样冷却到室温。

步骤(2)深冷处理：在淬火完成2h后进行深冷处理，将炉温均匀性为±8℃的深冷柜降温至-73℃，待深冷柜控温仪仪表温度稳定控制在-73℃后，用托盘将力学性能试样装入深冷柜的中心有效区内进行深冷处理，关闭柜门后30min深冷柜重新到达-73℃后，深冷处理保温70min，闭电出炉，空气中恢复至室温。

步骤(3)回火处理：将炉温均匀性为±2℃的井式回火炉升温至482℃，待控温仪仪表温度稳定控制在482℃后，将已经深冷处理后4h的力学性能试样装入回火炉的有效区内进行加热，20min仪表重新恢复到482℃后开始计时，保温390min。

对比例1

本对比例的操作步骤均与实施例1相同，不同之处在于，在步骤(1)中，试样快速出炉转移到冷却油中淬火时间为8s。

对比例2

本对比例的操作步骤均与实施例1相同，不同之处在于，在步骤(1)中，试样在冷却油中的冷却时间为10min。

对比例3

本对比例的操作步骤均与实施例1相同，不同之处在于，在步骤(1)中，采用的冷却油为25#变压器油。

对比例4

本对比例的操作步骤均与实施例1相同，不同之处在于，在步骤(2)中，采用酒精深冷槽进行深冷处理，其装炉量≤4个拉伸试样+4个冲击试样+4个断裂韧性试样。

对比例5

本对比例的操作步骤均与实施例1相同，不同之处在于，在步骤(3)中，采用箱式回火炉进行回火处理，其装炉量≤4个拉伸试样+4个冲击试样+4个断裂韧性试样。

对比例6

本对比例的操作步骤均与实施例1相同，不同之处在于，在步骤(1)中，采用的冷却油为25#变压器油；在步骤(2)中，采用酒精深冷槽进行深冷处理；在步骤(3)中，采用箱式回火炉进行回火处理。

对比例7

本对比例的操作步骤均与实施例1相同，不同之处在于，在步骤(3)中，回火时间为350min。

对比例8

本对比例的操作步骤均与实施例1相同，不同之处在于，在步骤(3)中，炉温均匀性为±4℃。

实施例1-2和对比例1-8均采用GB/T228和GB/T4161标准测试得到试样的屈服强度、抗拉强度、断后延伸率、断面收缩率以及断裂韧性，具体地，每个实施例和对比例中测试每种试样的数量为3件，统计每个实施例和对比例得到的试样力学性能的变异系数(Cv(抗拉强度)和Cv(断裂韧性)值)，以下表2中的力学性能数据为3件样品的平均值。

表2力学性能

根据表2可以看出，对比例1和实施例1相比，由于在步骤(1)中，试样快速出炉转移到冷却油中淬火时间为8s，所以导致对比例1中试样表面和空气接触形成了贝氏体等组织，使试样中出现了除板条马氏体外多余的杂质体组织，影响了材料的性能，从而使试样的抗拉强度和断裂韧性的变异系数较大。

根据表2可以看出，对比例2和实施例1相比，由于在步骤(1)中，试样在冷却油中的冷却时间为10min，所以对比例2中试样冷却时间较短，导致淬火后生成的高位错密度的板条马氏体未得到充分转化，进而影响后续回火过程中材料的强度，从而使试样的抗拉强度和断裂韧性的变异系数较大。

根据表2可以看出，对比例3和实施例1相比，由于在步骤(1)中，采用的冷却油为25#变压器油，冷却速率小于B244真空淬火油，所以在相同的冷却时间下，对比例3中的试样冷却不够充分，从而使试样中的奥氏体组织未充分转化为板条马氏体，影响材料性能，使其断裂韧性变异系数较大。

根据表2可以看出，对比例4和实施例1相比，由于在步骤(2)中，采用酒精深冷槽进行深冷处理，其装炉量小于深冷柜，所以导致对比例4中装炉量、炉温均匀性和保温时间没有得到最佳的协同作用效果，从而使材料的抗拉强度和断裂韧性的变异系数较大。

根据表2可以看出，对比例5和实施例1相比，由于在步骤(3)中，采用箱式回火炉进行回火处理，其装炉量小于井式回火炉，所以导致对比例5中装炉量、炉温均匀性和保温时间没有得到最佳的协同作用效果，从而使材料的抗拉强度和断裂韧性的变异系数较大。

根据表2可以看出，对比例6和实施例1相比，根据上述说明，对比例6中选用的淬火介质、深冷设备和回火设备均效果不如实施例1，所以导致材料的抗拉强度和断裂韧性的变异系数较大。

根据表2可以看出，对比例7和实施例1相比，由于在步骤(3)中，回火时间为350min，回火时间短，导致材料强度高但是韧性降低，从而使试样的抗拉强度和断裂韧性的变异系数较大。

根据表2可以看出，对比例8和实施例1-2相比，由于在步骤(3)中，炉温均匀性为±4℃，对比例8的炉温均匀性大，导致在高位错密度的板条马氏体基体上无法充分析出针状的细小弥散的M2C碳化物，从而影响材料的强化效果，使试样的抗拉强度和断裂韧性的变异系数较大。

综上所述，采用实施例1-2得到的材料力学性能强韧性匹配最佳，同时其对应的抗拉强度和断裂韧性的变异系数最小，波动最小，稳定性最强，能够满足材料生产所需。

最后应说明的是：以上各实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述各实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解：其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分或者全部技术特征进行等同替换；而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的范围。

Claims (10)

1.一种超高强度、高韧性钢的热处理方法，其特征在于，包括如下步骤：

(1)淬火处理：

将炉温均匀性小于或者等于±14℃的加热炉升温至885℃，待控温仪仪表温度稳定控制在885℃后，用托盘将力学性能试样装入加热炉的有效区内进行加热，炉温在5～10min内升高至885℃后开始计时，保温60～70min；淬火前油槽中冷却油的油温控制在小于或等于60℃，油槽开启搅拌，所述力学性能试样快速出炉后分散开倒入油槽，进行油冷；

(2)深冷处理：

将炉温均匀性小于或者等于±8℃的深冷柜降温至-73℃，待深冷柜控温仪仪表温度稳定控制在-73℃后，用托盘将淬火处理后的力学性能试样装入深冷柜的中心有效区内进行深冷处理，关闭柜门后当仪表温度重新到达-73℃后开始计时，保温60～70min，闭电出炉，在空气中恢复至室温；

(3)回火处理：

将炉温均匀性小于或者等于±3℃的回火炉升温至482℃，待控温仪仪表温度稳定控制在482℃后，将深冷处理后的力学性能试样装入回火炉的有效区内进行加热，待仪表重新恢复到482℃后开始计时，保温370～390min，出炉后空冷2h至室温，获得超高强度、高韧性钢。

2.根据权利要求1所述的超高强度、高韧性钢的热处理方法，其特征在于，步骤(1)中，淬火炉为箱式炉，其装炉量≤4个拉伸试样+4个冲击试样+4个断裂韧性试样。

3.根据权利要求1所述的超高强度、高韧性钢的热处理方法，其特征在于，步骤(2)中，深冷柜的单层装炉量≤12个拉伸试样+12个冲击试样+12个断裂韧性试样。

4.根据权利要求1所述的超高强度、高韧性钢的热处理方法，其特征在于，步骤(3)中，回火炉为井式炉；其单层装炉量≤8个拉伸试样+8个冲击试样+8个断裂韧性试样。

5.根据权利要求1所述的超高强度、高韧性钢的热处理方法，其特征在于，步骤(1)中，试样快速出炉转移到冷却油中淬火时间小于或等于6s；

和/或，试样在冷却油中的冷却时间为20～60min，并进行充分不间断的搅拌，促进材料淬火的均匀性。

6.根据权利要求1所述的超高强度、高韧性钢的热处理方法，其特征在于，所述冷却油为B244真空淬火油；

和/或，所述冷却油的油冷速率为60～90℃/s。

7.根据权利要求1所述的超高强度、高韧性钢的热处理方法，其特征在于，淬火处理和深冷处理的时间间隔不超过1～2h；

和/或，深冷处理和回火处理的时间间隔为2～8h。

8.一种如权利要求1-7任一项所述的超高强度、高韧性钢的热处理方法制备的钢材料。

9.根据权利要求8所述的钢材料，其特征在于，所述钢材料为3.1Cr-11.5Ni-13.5Co-1.2Mo钢，其中C的质量百分比为0.21～0.25％。

10.根据权利要求8所述的钢材料，其特征在于，所述钢材料的力学性能的变异系数包括：

抗拉强度变异系数≤0.18；断裂韧性变异系数≤2.0。