一種用于經濟型mpm連軋芯棒的鋼材及其制造方法
【專利摘要】本發明公開了一種用于經濟型MPM連軋芯棒的鋼材，該鋼材包括按重量百分數計的如下組分：C0.35～0.45％，Si0.8～1.2％，Mn0.8～1％，Cr4.8～5.5％，Mo0.3～0.5％，Ti0.1～0.2％，Nb0.02～0.08％，B0.002～0.004％，P：≤0.03％；S：≤0.02％，其余為鐵和雜質。該鋼材的制造方法為：先成冶煉電極棒，然后將所述電擊棒進行電渣重熔，得到電渣錠，將所述電渣錠加熱鍛造成鍛坯。本發明的化學成分的配比更加經濟低廉，降低了Mo、V含量，大大降低了合金成本，同時通過提高Mn、Si元素的添加，以及Ti、Nb、B元素微合金強化保證了新鋼種的力學性能。
【專利說明】
一種用于經濟型MPM連軋芯棒的鋼材及其制造方法
技術領域
[0001] 本發明屬于合金鋼領域，主要涉及一種用于經濟型MPM連乳芯棒的鋼材及其制造 方法。
【背景技術】
[0002] 芯棒是無縫鋼管乳制變形過程中重要的工具之一，也是生產過程中的主要消耗備 件之一。按鋼管乳制方式不同，可分為浮動芯棒、半限動芯棒和限動芯棒，而其中以限動芯 棒的所占比例最大。
[0003] 由于制造限動芯棒技術性強、難度大，多年來國內生產大口徑無縫鋼管的企業主 要從國外進口芯棒，如2007年我國芯棒進口量約為9000噸。目前，世界上芯棒的生產僅僅 掌握在少數幾家企業手中，處于壟斷地位，不僅價格遠高于H13鋼其他同類產品，而且其制 造周期長、庫存占用資金大，易受國際市場影響。而國內芯棒制造企業僅有中原特鋼形成規 模性生產，2009年MPM芯棒的年產量達到8000噸，占國內市場份額的45%。
[0004] 就限動芯棒使用材質而言，主要有38CrNi、35CrMo和H13。其中，由于H13具有高 的淬透性和高的韌性，優良的抗熱裂能力，較好的耐磨損能力，在較高溫度（540°C)下還具 有具有抗軟化能力，因此已經成為制造限動芯棒的主流材質。從追求高性能的角度而言，為 了促使H13擁有更優秀的二次硬化性能，得到更佳的高溫強度及抗回火軟化能力，H13鋼的 化學成分的優化主要是朝低Si高Mo的方向發展。目前，國際上H13改進型熱作模具鋼主 要有Cr2. 6型的QR090SuperMe、H0TVAR和Cr5型的DIEVAR 8418,這些鋼中Mo含量均達到 2. 0%~2. 5%〇
[0005] 目前國內芯棒的制造還沒有國家標準和行業標準，所有企業采用的設備引進時都 是外方提供的芯棒技術條件或企業技術標準，而國內的一些著名的鋼鐵企業在制造高品質 的產品時仍然采用的是國外進口的先進芯棒，如表1所示。
[0006] 表1各類芯棒用鋼化學成分（wt. % )
[0007]
[0008] 然而，隨著近年來鋼管市場發展逐步穩定，企業產能擴展趨于合理，同時鋼管市場 競爭日益激烈，如何降低鋼管生產成本提高鋼管產品市場競爭力已經成為各大鋼管企業日 趨正視的問題。作為鋼管生產過程中的主要消耗備件，價格高昂的芯棒必然會成為鋼管企 業降本增效第一對象。

【發明內容】

[0009] 本發明的目的是提供一種具有高疲勞性能的經濟型的MPM連乳芯棒用鋼材，以解 決現有技術中所存在的上述問題。
[0010] 為實現上述發明目的，本發明所采用的技術方案如下：
[0011] 一種用于經濟型MPM連乳芯棒的鋼材，其包括按重量百分數計的如下組分：C: 0· 35 ~0· 45%，Si :0· 8 ~1. 2%，Mn :0· 8 ~1. 0%，Cr :4· 8 ~5· 5%，Mo :0· 3 ~0· 5%，Ti : 0· 1 ~0· 2%，Nb :0· 02 ~0· 08%，B :0· 0020 ~0· 0040%，P :彡 0· 030% ;S :彡 0· 020%，其 余為鐵和不可避免的雜質。
[0012] 本發明的成分設計思路為相對常用的H13鋼降低了 Mo、V三種元素的含量，通過加 入價格低廉的Si、Mn、Ti元素來保證鋼具有良好的熱疲勞性能和優秀的沖擊韌性，可替代 H13鋼的經濟型MPM連乳芯棒用鋼。
[0013] 其組成合金元素的作用如下：
[0014] 碳：熱作模具鋼中含碳量決定淬火鋼的基體硬度，鋼中的碳一部分進入鋼的基體 中引起固溶強化。另外一部分碳將和合金元素中的碳化物形成元素結合成合金碳化物。熱 作模具鋼，這種合金碳化物除少量殘留的以外，還要求它在回火過程中在淬火馬氏體基體 上彌散析出產生兩次硬化現象。從而由均勻分布的殘留合金碳化合物和回火馬氏體的組織 來決定熱作模具鋼的性能。由此可見，鋼中的含C量不能太低，但碳含量過高會影響鋼的 韌性及熱疲勞性能，所以常見的H13熱作模具鋼碳含量控制在0. 37~0. 42%之間，但本發 明碳含量設計為〇. 35~0. 45%。
[0015] 錳:Μη具有固溶強化作用，從而提高鐵素體和奧氏體的強度和硬度，雖然其固溶 強化效果不及碳、磷和硅，但其對鋼的延展性幾乎沒有影響。在鐵素體~珠光體型鋼中Μη 是唯一可使屈服強度增加又使冷脆轉變溫度變化最小的合金元素。錳溶入奧氏體中能強烈 增加鋼的淬透性，同時強烈減低鋼的Ms點Μη加入鋼中使Acl、Ac3、Arl和Ar3降低，這與細 化鐵素體和珠光體相聯系，又會減薄碳化物片，對FP型鋼的強化起積極作用同時有資料介 紹Μη和Ni類似有提高鋼的韌度的作用。H13型二次硬化型模具鋼，其含Μη量在0. 20%~ 0· 60 %。對改進型熱作模具鋼（如QR090super，Super~Me和HOTVAR)含Μη在0· 75 %。 而本發明錳含量控制區間為0. 8~1. 0%。
[0016] 硅：硅是一個對鐵素體進行置換固溶強化非常有效的元素，僅次于磷，但同時在一 定程度上降低鋼的韌度和塑性Si也為提高回火抗力的有效元素。Si降低碳在鐵素體中的 擴散速度，使回火時析出的碳化物不易聚集，增加回火穩定性。另外，Si雖然不推遲ε碳 化物的生成，但它可固溶于ε碳化物，并提高其穩定性，延遲ε - Θ轉變。第一類回火 脆性與ε - Θ轉變和沿馬氏體條間界分布形成連續薄膜有關，延遲ε - Θ轉變便意味 著提高第一類回火脆性發生溫度或抬高回火溫度~硬度曲線，可使回火馬氏體的ε碳化 物與基體保持共格和均勻分布，使回火馬氏體保持有良好的強韌性配合。本發明硅含量控 制在1. 0~1. 2%。
[0017] 硫：高錳鋼中因硫與錳的存在，便生成了硫化錳，硫化錳可進入溶渣。在生產中若 硫小于0. 02%，則完全可達到標準要求。本發明硫含量控制在0. 020%以下。
[0018] 磷：在奧氏體中的溶解度很小，通常是和鐵、錳等產生共晶磷化物，且在晶界析出。 磷和容易引起材料的熱裂，降低材料的機械性能并對耐磨性有一定的損害，嚴重時甚至會 在工作中斷裂。此外，磷還具有促進錳、碳元素偏析的作用，因次應盡量降低磷含量。本發 明磷含量控制在〇. 030%以下。
[0019] 鉻：鉻是合金工具鋼中最普遍含有的和價廉的合金元素。鉻對鋼的耐磨損性、高 溫強度、熱態硬度、韌度和淬透性都有有利的影響，同時它溶入基體中會顯著改善鋼的耐蝕 性能，在Η13鋼中含Cr和Si會使氧化膜致密來提高鋼的抗氧化性。再則以Cr對0. 3C~ ΙΜη鋼回火性能的作用來分析，加入小于6 % Cr對提高鋼回火抗力是有利的，但未能構成二 次硬化；當含Cr大于6%的鋼淬火后在550°C回火會出現二次硬化效應。人們對熱作鋼模 具鋼一般選5% Cr的加入量。本發明鉻加入量為4. 8~5. 5%。
[0020] 鉬：Mo溶于Fe中也具固溶強化的作用，Mo溶解于A中能提高鋼的淬透性，Mo是作 為使鋼具有二次硬化的主要合金元素加入的，現在普遍認為，這是由于在回火時馬氏體中 析出M 〇2C造成。Mo可與C形成M〇2C和MoC合金碳化物，還可隨回火溫度升高轉變為M6C。 一般為了產生二次硬化效應，要求Mo的加入量不低于1. 0 %，加入3% Mo時可取得接近極 值的效果。當加入量為2.0%~2. 5%時，可獲得最經濟和有效的效果。Mo具有比Cr更強 烈的碳化物形成傾向，在5% Cr的熱作模具鋼中，Mo2C先于Cr7C3形成。前已述，M 7C3不能 作為二次硬化的高溫強化相，而且它在回火馬氏體中的形成是以原位析出（in~situ)機 制，不會發生彌散析出。為此，Mo的二次硬化的硬化強度和其最大硬化強度對應的溫度皆 高于Cr的相應值，同時，M 〇2C的過時效速度亦較低（即不易聚集長大）。但作為合金元素， 鉬屬于貴金屬元素，加入量為2. 0%~2. 5%時固然具有更優秀的高溫力學性能，但權衡芯 棒用鋼所要求的高溫性能，本發明Mo含量設計在0. 3~0. 5%。
[0021] 鈮：鈮是強碳化合物形成元素。在熱乳時碳化鈮的應變誘導延遲了熱變形過程中 靜態和動態再結晶，提高非再結晶溫度，有助于細化形變奧氏體的相變產物，提高鋼的強度 和韌性。但加入量過多，鈮的碳化物迅速粗化長大，影響鋼的韌性。本發明鈮含量控制在 0. 02 ~0. 06%之間。
[0022] 鈦：Ti的作用與V類似，具有細化組織，提高鋼的熱強性、抗蠕變性能及高溫持久 性能耐磨性的作用。鈦雖然是強碳化物形成元素，但不和其他金屬元素聯合形成復合化合 物。碳化鈦結合力強，穩定，不易分解，在鋼中只有加熱到l〇〇〇°C以上才緩慢地溶入固溶體 中。在未溶入之前，碳化鈦微粒有防止晶粒長大的作用。鈦也是強鐵素體形成元素之一，強 烈地提高鋼的奧氏體化溫度。鈦在普通低合金鋼中能提高塑性和韌性。由于鈦固定了氮和 硫，并形成碳化鈦，提高了鋼的強度。經正火使晶粒細化，析出形成碳化物可使鋼的塑性和 沖擊韌性得到顯著改善。本專利鈦含量為0. 1~0. 2%之間。
[0023] 硼：微量硼可顯著的提高鋼的淬透性。硼吸附于奧氏體晶界上，降低晶間能量， 抑制鐵素體形成并強化晶界，從而提高鋼的抗蠕變性能與持久強度。但含量高時，硼與鋼 中殘余氮、氧化合形成穩定的夾雜物，對鋼的性能有惡化作用。本專利中硼含量控制在 0. 0020 ~0. 0040%。
[0024] 作為優選方案，所述各組分的重量百分數分別為：
[0025] C :0· 36 ~0· 43%，Si :0· 87 ~1. 13%，Μη :0· 83 ~0· 99%，Cr :4· 89 ~5. 48%， Mo :0· 31 ~0· 48%，Ti :0· 11 ~0· 19%，Nb :0· 022 ~0· 056%，B :0· 0021 ~0· 0038%，P : < 0. 025% ;S 0. 018%，其余為鐵和不可避免的雜質。
[0026] 作為優選方案，所述各組分的重量百分數分別為：
[0027] C :0· 39 ~0· 43%，Si :0· 96 ~1. 13%，Μη :0· 89 ~0· 99%，Cr :5· 01 ~5. 48%， Mo :0· 41 ~0· 48%，Ti :0· 13 ~0· 19%，Nb :0· 032 ~0· 056%，B :0· 0026 ~0· 0038%，P : < 0. 025% ;S 0. 018%，其余為鐵和不可避免的雜質。
[0028] -種如本發明所述的鋼材的制造方法，包括如下步驟：
[0029] 配料完畢后，先冶煉成電極棒，然后將所述電擊棒進行電渣重熔，得到電渣錠，將 所述電渣錠加熱鍛造成鍛坯。
[0030] 本發明的鋼材的元素配比與現有技術的對比如表2所示
[0031] 表 2
[0034] 本發明與現有技術相比較，具有突出的特點和顯著優點：
[0035] 1、化學成分的配比更加經濟低廉，與以往上述已申請的專利相比，本專利降低了 Mo、V含量，大大降低了合金成本，同時通過提高Mn、Si元素的添加，以及Ti、Nb、B元素微合 金強化保證了新鋼種的力學性能。
[0036] 2、與現有H13熱作模具鋼相比，在相同的熱處理工藝下，新鋼種具有更加優秀的 耐熱疲勞性能以及優秀的沖擊韌性，具體性能如下：
[0037] (1)機械性能如表3所示。
[0038] 表3室溫力學性能
[0039]
[0040] (2)為評價熱疲勞破壞程度，國內外許多研究人員對熱作模具鋼熱疲勞性能開展 了評定工作，其中以瑞典研究者提出的Uddeholm熱疲勞圖譜最為流行。該法無法精確評定 熱疲勞損傷程度，且主觀因素影響較大。國外也有學者根據裂紋深度面積、寬度和長度等來 評定熱疲勞損傷，但其方法是通過手工計算，主觀影響因素較大，而且工作量大。上海大學 吳曉春等人基于Uddeholm熱疲勞裂紋評價標準，采用先進的計算機輔助評價系統對熱疲 勞后試樣的表面裂紋及深度裂紋形貌進行分析處理，通過測定裂紋的總面積及在試樣表面 所占的百分數（A% )、最寬主裂紋的寬度（W_)和熱疲勞裂紋的總長度（L)，定義表面損傷 因子Ds = AXW/L ;通過測定橫截面上裂紋的面積（P% )、最深裂紋的深度（dmax)及5條 主裂紋的平均深度（d5A，稱為5強平均深度），定義裂紋深度損傷因子Dd = PXdmax/d5A。 以D = DsXDd表示總的熱疲勞損傷因子，D值越大表示熱疲勞損傷程度越大。損傷因子評 定法綜合反映了試樣表面和深度兩個方向的裂紋擴展情況，并借助計算機輔助熱疲勞裂紋 圖象分析系統，減少人為因素的干擾，較為客觀的反映了熱疲勞損傷程度。一般熱疲勞損傷 因子值越大表示熱疲勞損傷程度越嚴重。本發明在室溫到700°C之間進行3000次連續冷熱 循環試驗后進行熱疲勞損傷因子分析，要求達到表4。
[0041] 表4熱疲勞損傷因子
[0042]

【附圖說明】
[0043] 圖1為室溫到700°C之間進行3000次連續冷熱循環試驗后熱疲勞表面裂紋形貌； 圖中：la為本發明的產品的表面形貌圖；lb為現有產品的表面形貌圖。
[0044] 圖2為室溫到700°C之間進行3000次連續冷熱循環試驗后熱疲勞截面裂紋形貌； 圖中：2a為本發明的產品的表面形貌圖；2b為現有產品的表面形貌圖。
[0045] 圖3為本發明得到的試驗乳制900支鋼管后芯棒表面形貌；圖中：3a為本發明的 產品的表面形貌圖；3b為現有產品的表面形貌圖。
【具體實施方式】
[0046] 下面結合實施例對本發明作進一步描述，但本發明的保護范圍不僅局限于實施 例。
[0047] 實施例1
[0048] 按表5的配方配料，控制C為0· 36%、Si為1. 12%、Μη為0· 99%、P為0· 025%、 S 為 0· 018%、Cr 為 5· 48%、Μο 為 0· 31%、Ti 為 0· ll%、Nb 為 0· 018%、Β 為 0· 0038%，其 余為鐵和不可避免的雜質。
[0049] 采用真空感應爐冶煉出電極棒，然后將所述電極棒進行電渣重熔，電渣錠重量 0. 5t，再將所述電渣錠加熱鍛造成橫截面積為100_X 100mm的鍛坯。
[0050] 實施例2
[0051] 按表5的配方配料，控制C為0· 39%、Si為1. 0%、Μη為0· 85%、P為0· 018%、S 為 0· 011%、Cr 為 4· 89%、Mo 為(λ 48%、Ti 為(λ 17%、Nb 為(λ 014%、B 為(λ 0029%，其余 為鐵和不可避免的雜質。
[0052] 采用真空感應爐冶煉出電極棒，然后將所述電極棒進行電渣重熔，電渣錠重量 0. 5t，再將所述電渣錠加熱鍛造成橫截面積為100_X 100mm的鍛坯。
[0053] 實施例3
[0054] 按表5的配方配料，控制C為0. 42%、Si為1. 06%、Μη為0. 89%、P為0. 022%、 S 為 0· 012%、Cr 為 4· 99%、Μο 為 0· 30%、Ti 為 0· 13%、Nb 為 0· 056%、Β 為 0· 0031%，其 余為鐵和不可避免的雜質。
[0055] 采用真空感應爐冶煉出電極棒，然后將所述電極棒進行電渣重熔，電渣錠重量 0. 5t，再將所述電渣錠加熱鍛造成橫截面積為100_X 100mm的鍛坯。
[0056] 實施例4
[0057] 按表5的配方配料，控制C為0· 44%、Si為0· 96%、Mn為0· 91%、P為0· 019%、 S 為 0· 009%、Cr 為 5· 32%、Mo 為 0· 44%、Ti 為 0· 16%、Nb 為 0· 040%、B 為 0· 0021%，其 余為鐵和不可避免的雜質。
[0058] 采用真空感應爐冶煉出電極棒，然后將所述電極棒進行電渣重熔，電渣錠重量 0. 5t，再將所述電渣錠加熱鍛造成橫截面積為100_X 100mm的鍛坯。
[0059] 實施例5
[0060] 按表5的配方配料，控制C為0· 38%、Si為0· 87%、Mn為0· 96%、P為0· 021%、 S 為 0· 016%、Cr 為 5· 26%、Mo 為 0· 35%、Ti 為 0· 19%、Nb 為 0· 010%、B 為 0· 0037%，其 余為鐵和不可避免的雜質。
[0061] 采用真空感應爐冶煉出電極棒，然后將所述電極棒進行電渣重熔，電渣錠重量 0. 5t，再將所述電渣錠加熱鍛造成橫截面積為100_X 100mm的鍛坯。
[0062] 實施例6
[0063] 按表5的配方配料，控制C為0· 37%、Si為0· 92%、Mn為0· 87%、P為0· 020%、 S 為 0· Oil%、Cr 為 5· 11%、Μο 為 0· 33%、Ti 為 0· 12%、Nb 為 0· 012%、B 為 0· 0036%，其 余為鐵和不可避免的雜質。
[0064] 采用真空感應爐冶煉出電極棒，然后將所述電極棒進行電渣重熔，電渣錠重量 0. 5t，再將所述電渣錠加熱鍛造成橫截面積為100_X 100mm的鍛坯。
[0065] 實施例7
[0066] 按表5的配方配料，控制C為0· 39%、Si為0· 84%、Mn為0· 92%、P為0· 015%、 S 為 0· 008%、Cr 為 5· 01%、M〇 為 0· 38%、Ti 為 0· 20%、Nb 為 0· Oil%、B 為 0· 0026%，其 余為鐵和不可避免的雜質。
[0067] 采用真空感應爐冶煉出電極棒，然后將所述電極棒進行電渣重熔，電渣錠重量 0. 5t，再將所述電渣錠加熱鍛造成橫截面積為100_X 100mm的鍛坯。
[0068] 表5實施例中微量元素的化學成分（wt % )
[0070] 實施例8
[0071] 按表5的配方配料，控制C為0· 41%、Si為1· 13%、Mn為0· 83%、P為0· 013%、 S 為 0· 007%、Cr 為 4· 91%、Mo 為 0· 36%、Ti 為 0· 15%、Nb 為 0· 033%、B 為 0· 0016%，其 余為鐵和不可避免的雜質。
[0072] 采用真空感應爐冶煉出電極棒，然后將所述電極棒進行電渣重熔，電渣錠重量 0. 5t，再將所述電渣錠加熱鍛造成橫截面積為100_X 100mm的鍛坯。
[0073] 實施例9
[0074] 按表5的配方配料，控制C為0· 42%、Si為1. 12%、Μη為0· 89%、P為0· 018%、 S 為 0· 015%、Cr 為 4· 99%、Μο 為 0· 43%、Ti 為 0· 14%、Nb 為 0· 022%、Β 為 0· 0036%，其 余為鐵和不可避免的雜質。
[0075] 采用真空感應爐冶煉出電極棒，然后將所述電極棒進行電渣重熔，電渣錠重量 0. 5t，再將所述電渣錠加熱鍛造成橫截面積為100_X 100mm的鍛坯。
[0076] 實施例10
[0077] 按表5的配方配料，控制C為0· 43%、Si為0· 98%、Mn為0· 95%、P為0· 020%、 S 為 0· 012%、Cr 為 5· 08%、M〇 為 0· 41%、Ti 為 0· 13%、Nb 為 0· 032%、B 為 0· 0032%，其 余為鐵和不可避免的雜質。
[0078] 采用真空感應爐冶煉出電極棒，然后將所述電極棒進行電渣重熔，電渣錠重量 0. 5t，再將所述電渣錠加熱鍛造成橫截面積為100_X 100mm的鍛坯。
[0079] 實施例1~10的產品的力學性能如表6所示。
[0080] 表6實施例力學性能
[0081]
[0082] 實施例1~10的產品在室溫到700°C之間進行3000次室溫連續冷熱循環試驗結 果如表7所示。
[0083] 表7熱疲勞損傷因子計算結果
[0084]
[0086] 本發明的鋼材產品與HI3鋼材在室溫到700 °C之間進行3000次室溫連續冷熱循環 試驗后的表面裂紋形貌分別如圖la、lb、2a和2b所示，觀察裂紋形貌，本專利鋼種的裂紋寬 度與裂紋深度相比H13鋼更細更淺，可見本發明的熱疲勞性能顯著優于H13鋼。
[0087] 實際生產驗證：
[0088] 采用本專利鋼種生產Φ252直徑的芯棒4支在包鋼無縫管廠進行乳制試驗，結果 如圖3所示，平均乳制鋼管的數量超過900支，下線檢驗后芯棒使用狀態與H13相似，整體 使用壽命與H13相當。
[0089] 綜上所述，僅為本發明的較佳實施例而已，并非用來限定本發明實施的范圍，凡依 本發明權利要求范圍所述的形狀、構造、特征及精神所為的均等變化與修飾，均應包括于本 發明的權利要求范圍內。
【主權項】
1. 一種用于經濟型MPM連乳芯棒的鋼材，其特征在于，包括按重量百分數計的如下組 分：C :0· 35 ~0· 45 %，Si :0· 8 ~1. 2 %，Μη :0· 8 ~1. 0 %，Cr :4· 8 ~5. 5 %，Mo :0· 3 ~ 0· 5 %，Ti :0· 1 ~0· 2 %，Nb :0· 02 ~0· 08 %，B :0· 0020 ~0· 0040 %，P :彡 0· 030 % ;S : < 0. 020 %，其余為鐵和不可避免的雜質。2. 如權利要求1所述的鋼材，其特征在于，所述各組分的重量百分數分別為：C: 0. 36 ~0. 43%，Si :0. 87 ~1. 13%，Μη :0. 83 ~0. 99%，Cr :4. 89 ~5. 48%，Mo :0. 31 ~ 0· 48%，Ti :0· 11 ~0· 19%，Nb :0· 022 ~0· 056%，B :0· 0021 ~0· 0038%，P :彡 0· 025% ; S :彡0. 018%，其余為鐵和不可避免的雜質。3. 如權利要求2所述的鋼材，其特征在于，所述各組分的重量百分數分別為：C: 0· 39 ~0· 43%，Si :0· 96 ~L 13%，Μη :0· 89 ~0· 99%，Cr :5. 01 ~5. 48%，Mo :0· 41 ~ 0· 48%，Ti :0· 13 ~0· 19%，Nb :0· 032 ~0· 056%，B :0· 0026 ~0· 0038%，P :彡 0· 025% ; S :彡0. 018%，其余為鐵和不可避免的雜質。4. 一種如權利要求1或2或3所述的鋼材的制造方法，其特征在于，包括如下步驟： 配料完畢后，先冶煉成電極棒，然后將所述電擊棒進行電渣重熔，得到電渣錠，將所述 電渣錠加熱鍛造成鍛坯。
【文檔編號】C22C33/04GK105986184SQ201510067490
【公開日】2016年10月5日
【申請日】2015年2月9日
【發明人】張恒, 張洪奎, 續維
【申請人】寶鋼特鋼有限公司