專利名稱：高強(qiáng)度大線能量焊接用厚鋼板的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及大線能量焊接用厚鋼板及其制造方法，特別是涉及600MPa級(jí)高強(qiáng)度低成本大線能量焊接用厚鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
低合金高強(qiáng)鋼是工程應(yīng)用領(lǐng)域使用量最大的結(jié)構(gòu)材料之一，廣泛應(yīng)用于石油天然氣管線、造船、橋梁、高層建筑、壓カ容器，石油儲(chǔ)罐等行業(yè)。為了提高生產(chǎn)效率，上述行業(yè)對(duì)鋼板的焊接性，尤其是大線能量焊接性的要求越來越高，但大線能量焊接極易造成焊縫及其周圍的焊接熱影響區(qū)(HAZ)的韌性嚴(yán)重惡化，使得焊接接頭容易發(fā)生脆斷。對(duì)于傳統(tǒng) 的鋼板如微合金鋼而言，其實(shí)際焊接時(shí)的線能量一般不超過50kJ/cm，多數(shù)在30kJ/cm以下。在此情況下，HAZ韌性惡化問題并未完全表現(xiàn)出來，而當(dāng)焊接線能量達(dá)到一定水平，如100kJ/cm以上甚至更高吋，傳統(tǒng)的低合金鋼就很難滿足焊接要求了，這就需要解決大線能量焊接HAZ脆化問題。從焊接熱循環(huán)角度看，在大線能量焊接過程中，HAZ附近的溫度可達(dá)1400°C甚至更高，高溫停留時(shí)間以及t8/3(溫度從800°C冷卻到300°C所需時(shí)間)冷卻時(shí)間大大延長(zhǎng)，這就造成奧氏體晶粒顯著長(zhǎng)大，在隨后的緩慢冷卻過程中形成粗大的對(duì)韌性不利的組織，如晶界處粗大的晶界鐵素體、側(cè)板條鐵素體、魏氏組織、M-A(馬氏體-奧氏體)島等。解決大線能量焊接HAZ脆化問題可采用不同的方法。早在上世紀(jì)70年代，日本新日鐵公司就采用TiN釘扎奧氏體晶粒技術(shù)(US3904447)較好地解決了大線能量焊接HAZ韌性惡化問題，但隨著焊接線能量増加，傳統(tǒng)的TiN技術(shù)難以滿足用戶要求。上世紀(jì)90年代末，日本新日鐵公司歷經(jīng)10年開發(fā)出所謂的氧化物冶金技術(shù)(US4629505)可滿足更大線能量焊接要求。已有的大線能量焊接用鋼板專利文獻(xiàn)，如CN1946862A、CN1338528A、CN101050502A、CN101050504A等都含有合金元素Nb，其主要目的是提高母材鋼板的強(qiáng)度和韌性。實(shí)際上，Nb的添加對(duì)鋼的大線能量焊接性是不利的，只是在焊接線能量較小時(shí)(〈100kJ/cm),這種不利作用表現(xiàn)不明顯而已。CN101050504A和CN101407893A雖然聲稱大線能量焊接后HAZ低溫韌性優(yōu)良，但并未給出焊接熱模擬或?qū)嵨锖附鹰ㄋ嚄l件。而CN101045976A、CN101153370A、CN101407893A、CN1932064A等焊接線能量都比較低，均在50_150kJ/cm之間。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的主要目的是通過對(duì)鋼的化學(xué)成分進(jìn)行合理設(shè)計(jì)，采用傳統(tǒng)的熱機(jī)械控制軋制エ藝生產(chǎn)出ー種600MPa級(jí)高強(qiáng)度低成本且具有優(yōu)異的大線能量焊接低溫韌性的厚鋼板。在傳統(tǒng)的Ti微合金鋼的成分基礎(chǔ)上，只加入少量的合金元素Cr和B，即可實(shí)現(xiàn)低成本制造出高強(qiáng)度大線能量焊接用鋼板。為實(shí)現(xiàn)上述目的，本發(fā)明的高強(qiáng)度大線能量焊接厚鋼板，其化學(xué)成分(重量％)為C :0. 07-0. 10%, Si 0. 05-0. 15%, Mn :1. 5-1. 8%，P 彡 0. 01%, S 彡 0. 005%, Al :0. 02-0. 10%, N 0. 006-0. 02%, Ti 0. 005-0. 015%, Cr :0. 1-0. 25%, B :0. 0015-0. 0025%，其余為 Fe 以及其它不
可避免的雜質(zhì)。本發(fā)明的另ー個(gè)目的是提供上述高強(qiáng)度大線能量焊接厚鋼板的制造方法，該方法包括轉(zhuǎn)爐或電爐冶煉一真空爐二次精煉一鑄還(錠)一鋼還(錠)再加熱一TMCP+快速冷卻エ藝一鋼板。其中鋼坯(錠)再加熱溫度為11 00-1200°C，保溫時(shí)間為1-2小時(shí)；開軋溫度為1000-1070°C ；在未再結(jié)晶溫度(Tnr)以上多道次大壓下且累計(jì)變形量彡50%進(jìn)行軋制； 隨后中間坯待溫至Tnr以下，然后進(jìn)行最后2_3個(gè)道次軋制；在接近鐵素體析出開始溫度之上以10_20°C /s的冷速冷卻至300°C以下。本發(fā)明專利沒有添加Nb元素，可以大大降低成本，不加Nb引起的強(qiáng)度損失可以通過添加其他微量的其他合金元素得以補(bǔ)償，同時(shí)還能保證鋼板具有良好的大線能量焊接性。采用焊接熱模擬的方法評(píng)定鋼板的HAZ韌性時(shí)，焊接熱模擬時(shí)的峰值溫度非常重要。由于HAZ最薄弱的部位處的峰值溫度通常在I 400°C以上，所以本發(fā)明焊接熱模擬時(shí)的峰值溫度設(shè)定為更能代表大線能量焊接過程的I 400°C。而t8/3冷卻時(shí)間則根據(jù)焊接過程溫度場(chǎng)的Rosenthal經(jīng)典公式計(jì)算，最長(zhǎng)冷卻時(shí)間近2000s。采用上述焊接熱模擬エ藝可以更好地模擬氣電立焊、電渣焊等單道次大線能量焊接過程。


圖I是本發(fā)明的600MPa級(jí)高強(qiáng)度低成本大線能量焊接用厚板生產(chǎn)エ藝流程示意圖。圖2是焊接熱模擬試驗(yàn)中所采用的焊接熱循環(huán)曲線。
具體實(shí)施例方式以下結(jié)合實(shí)施例對(duì)本發(fā)明的特點(diǎn)和優(yōu)點(diǎn)進(jìn)行詳細(xì)說明。本發(fā)明中，除非另有指明，含量均指重量百分比含量。為實(shí)現(xiàn)本發(fā)明的提供600MPa級(jí)高強(qiáng)度低成本大線能量焊接用厚鋼板的目的，各個(gè)主要元素控制如下碳是鋼中最基本的元素，對(duì)提高鋼的強(qiáng)度起到非常重要的作用，對(duì)鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度等影響最大，但對(duì)鋼的焊接性不利。通常，鋼中碳含量(或碳當(dāng)量)越高，鋼在焊接后的焊接HAZ韌性越差，特別是在大線能量焊接時(shí)尤其如此。因此，為了提高鋼板的大線能量焊接HAZ低溫韌性，鋼中碳含量應(yīng)盡量控制在較低的水平上。碳含量降低可有效地減少馬氏體-奧氏體組元的數(shù)量，而馬氏體-奧氏體組元對(duì)鋼的大線能量HAZ有著極為不利的作用。但為了提高鋼板的強(qiáng)度，同時(shí)又保證鋼板具有良好的大線能量焊接HAZ低溫韌性，需要對(duì)兩方面進(jìn)行綜合考慮，使二者達(dá)到很好的平衡。經(jīng)過大量的試驗(yàn)研究，鋼中碳含量控制在0. 07-0. 10%的范圍內(nèi)可保證強(qiáng)度和大線能量焊接HAZ韌性的良好匹配；優(yōu)選地，碳含量為 0. 07-0. 09%o硅是鋼中最基本的元素之一，對(duì)提高鋼的強(qiáng)度、凈化鐵素體起有利作用。在鋼的冷卻過程中，硅能夠延遲滲碳體析出，不利于鋼的大線能量焊接性。為了提高鋼板HAZ的大線能量焊接低溫韌性，鋼中硅的含量也應(yīng)該控制較低的水平上。但硅的含量若低于0. 05%難以保證鋼板的強(qiáng)度，因此將鋼中硅的含量控制在0. 05-0. 15%，優(yōu)選范圍在0. 06-0. 14%之間。錳是擴(kuò)大奧氏體相區(qū)的元素，可以降低鋼的臨界冷卻速度，穩(wěn)定奧氏體，推遲奧氏體向珠光體的轉(zhuǎn)變。在低含量范圍內(nèi)，對(duì)鋼具有很大的強(qiáng)化作用，同時(shí)錳還可以細(xì)化鐵素體晶粒從而改善鋼板的低溫韌性。在本發(fā)明專利中，為保證鋼板的強(qiáng)度，錳的含量一般應(yīng)控制在1.5%以上；但另一方面，鋼中錳的含量不宜過高，如超過I. 8%時(shí)容易在連鑄坯中形成偏析，同時(shí)與鋼中的硫結(jié)合形成比較粗大的MnS夾雜，在后續(xù)的軋制過程中，粗大的具有一定韌性的MnS將沿著軋向延伸，嚴(yán)重惡化母材鋼板的性能，尤其是鋼板的Z向抗層狀撕裂性能。錳對(duì)鋼板的大線能量焊接HAZ韌性的影響比較復(fù)雜，錳含量和焊接條件不同，HAZ的韌 性也表現(xiàn)出不同的效果?？傊?，鋼中錳的含量一般控制在I. 5-1. 8%之間可得到性能優(yōu)異的鋼板；優(yōu)選地，錳含量為I. 51-1. 78%。磷是鋼中的雜質(zhì)元素。鋼中磷的含量較高(彡0. 1%)時(shí)，形成Fe2P在晶粒周圍析出，降低鋼的塑性和韌性，故其含量越低越好，一般控制在0.01%以內(nèi)較好。在鋼中硫含量較高時(shí)以FeS-Fe共晶體的形式存在于鋼的晶粒周圍，降低鋼的カ學(xué)性能，其含量與磷類似，也是越低越好，實(shí)際生產(chǎn)時(shí)通?？刂圃?. 005%以內(nèi)；優(yōu)選地，硫含量為0. 0045%以內(nèi)。鋁在鋼中的作用主要是在煉鋼過程中進(jìn)行脫氧。除此之外，鋁還可與鋼中的氮結(jié)合形成A1N，在焊接熱循環(huán)過程中，由于TiN粒子部分或全部溶解所釋放出來的氮原子可以在冷卻的過程中與鋼中的部分酸溶鋁相結(jié)合，從而起到固氮的效果。因此，鋼中鋁的含量要控制在一定范圍內(nèi)，通?？刂圃?. 02-0. 10%即可；優(yōu)選地，鋁含量為0. 02-0. 08%。鈦的加入量是與鋼中氮的加入量相對(duì)應(yīng)。對(duì)于大線能量焊接用鋼板，Ti/N控制在TiN的化學(xué)計(jì)量比3. 42以下為宜。若Ti/N大于3. 42，則鋼中將形成比較粗大的TiN粒子，且數(shù)量較少，不僅起不到在焊接過程中釘扎原奧氏體晶粒的作用，而且對(duì)HAZ的沖擊韌性造成非常不利的后果，粗大的TiN粒子可成為斷裂的裂紋源。此外，在焊接熱循環(huán)過程中，TiN粒子在高溫階段還將發(fā)生粗化，進(jìn)ー步加劇這種不利作用。因此，鋼中鈦的含量要控制在合適的較低的水平，通常鈦的加入量控制在0. 005-0. 015%之間，優(yōu)選范圍控制在0.009-0. 013%。通常情況下，煉鋼原材料中都不同程度地含有一定量的氮，其范圍在0. 002-0. 004%之間。在Ti含量一定的情況下，增加N含量可以使焊接過程中TiN的固溶溫度從1300°C以下提高到接近液相線溫度。TiN固溶溫度的提高能夠極大地抑制焊接熱影響區(qū)奧氏體晶粒的高溫長(zhǎng)大，從而提高HAZ的強(qiáng)度和韌性。在Ti含量固定，N含量較低的情況下，TiN的固溶溫度較低。在焊接的過程中，TiN粒子會(huì)發(fā)生溶解，起不到“釘扎”奧氏體晶界的作用，焊接后的韌性會(huì)很差。但N的含量也不宜過高，否則在焊接過程中，由于鋼中出現(xiàn)多余的“自由氮”，這將大大降低鋼的大線能量焊接HAZ韌性。因此，氮的加入量可控制在 0. 006-0. 02% ;優(yōu)選地，氮含量為 0. 0065-0. 019%。鉻元素的添加是本發(fā)明中的關(guān)鍵元素之一。由于硼元素并不能完全抑制晶界鐵素體的形成，鉻溶入奧氏體之后，在奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的過程中在鐵素體/奧氏體界面發(fā)生再分配，抑制晶界鐵素體的形成，促進(jìn)HAZ晶內(nèi)鐵素體如針狀鐵素體等的形成，可有效降低鐵素體的晶粒尺寸，從而大大提高沖擊韌性。當(dāng)鉻的含量低于0. 1%，鉻提高鋼的淬透性的作用不明顯；另ー方面，若鉻的加入量大于0. 25%，鋼板在大線能量焊接過程中容易形成較多對(duì)HAZ韌性不利的馬氏體-奧氏體組元，對(duì)鋼的焊接性不利，故鋼中鉻的含量要控制在合適的范圍內(nèi)，本發(fā)明以0. 1-0. 25%為最佳；優(yōu)選地，鉻含量為0. 11-0. 22%。硼是本發(fā)明的另ー個(gè)關(guān)鍵元素。硼元素為內(nèi)表面活性元素，有富集于晶界的強(qiáng)烈傾向。由于B在奧氏體晶界的富集可使晶界處的能量大為降低，使先共析鐵素體(以及珠光體)在晶界的形核非常困難，從而大大降低了珠光體轉(zhuǎn)變速度。加入B元素的另外ー個(gè)重要作用是與鋼中的“自由氮”相結(jié)合(由于B的固氮能力比Als強(qiáng)，故加入適量的B可以彌補(bǔ)Als固氮能力的不足)，形成BN，從而有利于HAZ針狀鐵素體組織的形成。B的含量低于I 5ppm時(shí)，起不到足夠的形成BN的效果，難以有效的形成針狀鐵素體；若B的含量高于 25ppm，則容易在晶界處偏析，對(duì)鋼的性能不利，故鋼中硼元素的含量一般控制在15-25ppm范圍內(nèi)，優(yōu)選范圍在15-24ppm。氧是煉鋼過程中不可避免的元素，對(duì)本發(fā)明而言，鋼中氧的含量通過鋁脫氧之后一般都可以達(dá)到30ppm以下，對(duì)鋼板的性能不會(huì)造成明顯不利影響。因此，將鋼中的氧含量控制在30ppm以內(nèi)即可。本發(fā)明的上述鋼板通過如下方法制造坯(錠)加熱溫度:1100-1200°C，保溫時(shí)間:1_2小時(shí)，開軋溫度:1000-1070 °C,在未再結(jié)晶溫度(Tnr ^ 900-9500C )以上多道次(例如3_5個(gè)道次)大壓下且累計(jì)變形量彡50%，主要目的是細(xì)化奧氏體晶粒；隨后中間坯待溫至Tnr以下，然后進(jìn)行最后2_3個(gè)道次軋制以獲得變形的奧氏體晶粒，終軋溫度為800-850°C ;在接近鐵素體析出開始溫度之上以10-20°C /s的冷速冷卻至300°C以下以獲得細(xì)小的貝氏體組織，具體エ藝路線示于圖I。鋼坯的加熱溫度若低于11 00°C以及保溫時(shí)間過短，則不利于合金元素的均勻化；而當(dāng)溫度高于1200°C吋，不僅提高了制造成本，而且使得鋼坯的加熱質(zhì)量有所下降。因此，鋼坯的加熱溫度一般控制在11 00-1200°C比較合適。類似地，保溫時(shí)間也需要控制在一定范圍內(nèi)。保溫時(shí)間過短，溶質(zhì)原子擴(kuò)散不夠充分，一些溶質(zhì)原子如B的偏析不能充分消除，同時(shí)ー些碳化物和氮化物的析出也不充分，鋼坯的加熱質(zhì)量得不到保證；而保溫時(shí)間過長(zhǎng)則使得奧氏體晶粒粗大以及提高了制造成本，故保溫時(shí)間應(yīng)控制在廣2小時(shí)之間。加熱溫度越高，相應(yīng)的保溫時(shí)間可適當(dāng)縮短。本發(fā)明專利所提供的技術(shù)可用于制造屈服強(qiáng)度彡460MPa，抗拉強(qiáng)度彡600MPa，且厚度在40mm以內(nèi)，適合焊接線能量在100-400kJ/cm范圍內(nèi)的高強(qiáng)度高韌性鋼板，鋼板HAZ具有優(yōu)異的低溫韌性和優(yōu)良的綜合力學(xué)性能，由此帶來以下幾個(gè)方面的有益效果(I)鋼板的大線能量焊接HAZ低溫韌性優(yōu)異。從后面的實(shí)施例中可以看到，試驗(yàn)鋼板即使在焊接線能量為400kJ/cm，峰值溫度1400°C，高溫停留時(shí)間3s，且t8/3冷卻時(shí)間為1947s的焊接熱模擬條件下，試驗(yàn)鋼板的HAZ在-20°C條件下的平均沖擊功高達(dá)150J以上，表明采用本發(fā)明技術(shù)生產(chǎn)的鋼板具有非常優(yōu)異的大線能量焊接低溫韌性；在已有的專利文獻(xiàn)中，對(duì)焊接熱影響區(qū)韌性的考察方法主要采用焊接熱模擬的方法，但是都普遍采用的焊接熱模擬峰值溫度范圍在1300-1350°C。一般而言，HAZ最薄弱的部位處的峰值溫度通常在1400°C以上，所以本發(fā)明焊接熱模擬時(shí)的峰值溫度設(shè)定為更能代表大線能量焊接過程的1400°C。而t8/3冷卻時(shí)間則根據(jù)焊接過程溫度場(chǎng)的Rosenthal經(jīng)典公式計(jì)算，最長(zhǎng)冷卻時(shí)間近2000s。采用上述焊接熱模擬エ藝可以更好地模擬氣電立焊、電渣焊等單道次大線能量焊接過程。(2)鋼板的生產(chǎn)成本大幅降低，而鋼板的強(qiáng)度和大線能量焊接低溫韌性卻大幅提高。本發(fā)明專利與傳統(tǒng)的微合金鋼相比，沒有添加貴重金屬Nb、V、Cu、Ni等合金元素(Nb鐵和V鐵的市場(chǎng)價(jià)格分別約為25萬(wàn)人民幣/噸和10萬(wàn)人民幣/噸,Ni的市場(chǎng)價(jià)>20萬(wàn)元人民幣/噸)。而添加的微量合金元素Cr和B不僅價(jià)格低廉，而且加入量很低。因此，生產(chǎn)成本大幅降低，而鋼板的強(qiáng)度和大線能量焊接HAZ低溫韌性則可保持在很高的水平上；(3)從エ藝實(shí)現(xiàn)的角度看，采用目前鋼廠普遍使用的熱機(jī)械控制軋制(TMCP)技術(shù)即可制造出本發(fā)明專利中的鋼板。因此，不需要對(duì)現(xiàn)有的產(chǎn)線進(jìn)行升級(jí)改造，節(jié)省了成本， エ藝簡(jiǎn)單且易實(shí)現(xiàn)。(4)此外，從后面的實(shí)施例表格中可以看出，試驗(yàn)鋼板不僅屈服和抗拉強(qiáng)度高，而且屈強(qiáng)比很低，小于0.8，說明采用本發(fā)明專利制造出的鋼板具有高強(qiáng)度低成本低屈強(qiáng)比特征，再加之鋼板所具有的良好的大線能量焊接性，特別適合于高層建筑、特大跨度橋梁等要求高強(qiáng)度、抗震和低屈強(qiáng)比等行業(yè)。實(shí)施例表I本發(fā)明實(shí)施例鋼板的化學(xué)成分,重量％
權(quán)利要求
1.一種高強(qiáng)度大線能量焊接厚鋼板，其重量百分比化學(xué)成分為c :0. 07-0. 10%, Si:0.05-0. 15%, Mn :1. 5-1. 8%, P 彡 0. 01%, S 彡 0. 005%, Al :0. 02-0. 10%, N :0. 006-0. 02%, Ti 0.005-0. 015%, Cr :0. 10-0. 25%, B :0. 0015-0. 0025%, O ^ 0. 0030%，其余為 Fe 以及其它不可避免的雜質(zhì)。
2.如權(quán)利要求I所述的高強(qiáng)度大線能量焊接厚鋼板，其特征在于，C:0. 07-0. 09%。
3.如權(quán)利要求I或2所述的高強(qiáng)度大線能量焊接厚鋼板，其特征在于，Si:0.06-0. 14%。
4.如權(quán)利要求1-3任一所述的高強(qiáng)度大線能量焊接厚鋼板，其特征在于，Mn1.51-1. 78%o
5.如權(quán)利要求1-4任一所述的高強(qiáng)度大線能量焊接厚鋼板，其特征在于，S<0. 0045%。
6.如權(quán)利要求1-5任一所述的高強(qiáng)度大線能量焊接厚鋼板，其特征在于，Al0.02-0. 08%o
7.如權(quán)利要求1-6任一所述的高強(qiáng)度大線能量焊接厚鋼板，其特征在于，N:0.0065-0. 019%。
8.如權(quán)利要求1-7任一所述的高強(qiáng)度大線能量焊接厚鋼板，其特征在于，Ti0.009-0. 013%。
9.如權(quán)利要求1-8任一所述的高強(qiáng)度大線能量焊接厚鋼板，其特征在于，Ti0.01-0. 013%。
10.如權(quán)利要求1-9任一所述的高強(qiáng)度大線能量焊接厚鋼板，其特征在于，Cr0. 11-0. 22%。
11.如權(quán)利要求1-10任一所述的高強(qiáng)度大線能量焊接厚鋼板，其特征在于，B:0.0015-0. 0024%。
12.如權(quán)利要求1-11任一所述的高強(qiáng)度大線能量焊接厚鋼板的制造方法，包括如下步驟 轉(zhuǎn)爐或電爐冶煉一真空爐二次精煉一鑄坯(錠)一鋼坯(錠)再加熱一TMCP+快速冷卻工藝一鋼板； 其中鋼坯(錠)再加熱溫度為11 00-1200°C，保溫時(shí)間為1-2小時(shí)； 開軋溫度為1000-1070°C ； 在未再結(jié)晶溫度(Tnr)以上多道次且累計(jì)變形量彡50%進(jìn)行軋制； 隨后中間坯待溫至Tnr以下，然后進(jìn)行最后2-3個(gè)道次軋制； 在接近鐵素體析出開始溫度之上以10-20°C /s的冷速冷卻至300°C以下。
13.如權(quán)利要求12所述的方法，其特征在于，再加熱溫度為1100-1150°C。
14.如權(quán)利要求12或I3所述的方法，其特征在于，再結(jié)晶溫度(Tnr)約為900-950°C。
15.如權(quán)利要求12-14任一所述的方法，其特征在于，終軋溫度為800-850°C。
16.如權(quán)利要求12-15任一所述的方法，其特征在于，軋制的總壓下率彡80%。
17.如權(quán)利要求12-16任一所述的方法，其特征在于，所述多道次為3-5個(gè)道次。
全文摘要
本發(fā)明涉及一種高強(qiáng)度大線能量焊接厚鋼板，其化學(xué)成分(重量%)為C0.07-0.10%，Si0.05-0.15%，Mn1.5-1.8%，P≤0.01%，S≤0.005%，Al0.02-0.10%，N0.006-0.02%，Ti0.005-0.015%，Cr0.10-0.25%，B0.001 5-0.0025%，O≤0.0030%，其余為Fe以及其它不可避免的雜質(zhì)。其制造方法包括轉(zhuǎn)爐或電爐冶煉→真空爐二次精煉→鑄坯(錠)→鋼坯(錠)再加熱→TMCP+快速冷卻工藝→鋼板。得到600MPa級(jí)高強(qiáng)度低成本且具有優(yōu)異的大線能量焊接低溫韌性的厚鋼板。
文檔編號(hào)C22C38/38GK102766821SQ201210269769
公開日2012年11月7日 申請(qǐng)日期2012年7月31日 優(yōu)先權(quán)日2012年7月31日
發(fā)明者劉剛, 王巍, 王煥榮 申請(qǐng)人:寶山鋼鐵股份有限公司