超細鋼絲用高碳鋼線材及其制造方法

專利名稱：超細鋼絲用高碳鋼線材及其制造方法
技術領域：
本發明涉及鋼鐵冶金行業中用于拉拔生產鋼絲的線材，具體地指一種 超細鋼絲用高碳鋼線材及其制造方法。
背景技術：
隨著汽車、橡膠工業以及道路、橋梁建設的快速發展，對高強度、高 韌性超細鋼絲的需求量也呈大幅上升趨勢。目前，國內外各鋼鐵冶金企業
普遍采用碳含量大于0.60%的高碳鋼線材拉絲工藝來生產這些特殊用途的 產品，該工藝具有生產成本低、經濟效益明顯的優點，已得到了廣泛的推 廣和應用。
超細鋼絲的直徑一般要求小于0.50mm，生產超細鋼絲要經過連續的冷 拉變形，將原始線材拉拔到不同規格直徑的細絲，并通過加工硬化來提高 其強度，拉拔后的鋼絲由數根單絲結合在一起進行捻制，制成的絞線可用 于輪胎、橋梁等重要部位。由于線材在冷加工過程中要經過拉拔、彎曲、 扭轉變形，故要求線材具有優良的內在質量，在加工中不能斷絲，特別是 在冷拔減面率達到96%時，要求拉拔單絲IOO萬米不斷絲，可見對線材的 質量要求是非常苛刻的。
影響線材拉拔性能的主要因素是材料的塑性，它在很大程度上取決于 線材中夾雜物的成分和尺寸。申請人通過對超細鋼絲用線材在拉拔過程中 斷絲現象的分析，發現產生斷絲的原因與線材中存在的Ti (C， N)夾雜有 關。從本說明書圖l所示傳統高碳鋼線材在拉撥時Ti (C， N)粒子引起裂 紋的500倍顯微結構示意圖可以看出，由于線材中有這類夾雜物的存在， 破壞了線材的組織基體，導致產品的質量和合格率均大幅下降。
線材中的Ti (C， N)粒子是氮化鈦TiN與碳化鈦TiC的復合物，從本 說明書圖2所示傳統高碳鋼線材中的Ti (C， N)粒子形貌的5000倍顯微 結構示意圖可以看出，傳統高碳鋼線材中的Ti (C， N)粒子尺寸一般要大于10pm，圖中鈦系夾雜物的尺寸為12.39pm。生產實踐表明，超細鋼絲中 夾雜物尺寸只要大于被加工鋼絲直徑的2%，即可導致鋼絲在加工過程中脆 性斷裂。TiN與TiC的溶解度較小，在一定的熱力學條件下，鋼液中常能看 到析出大量的多邊形Ti系物粒子，在凝固過程中高溫可促進析出的多邊形 Ti系物粒子長大。分析凝固過程中的析出物具有非常重要的意義，它可以 幫助科研人員探索超細鋼絲用高碳鋼線材的最佳控制方法。
過去的研究表明，目前國內鋼鐵企業生產超細鋼絲的原始線材都是參 照GB/T4354《優質碳素鋼盤條》標準執行的，其中并沒有提出對鋼中Ti 含量和Ti (C， N)夾雜的要求。公開號為CN1251865A的中國發明專利申 請公開說明書介紹了一種可拉拔性高的線材及其制造方法，該線材的化學 成分中C含量為0.4 0.65。/。，說明它是中碳鋼線材；Ti含量《0.02%，但其 目的是最大限度地發揮硼的作用，減少鐵素體和馬氏體的析出。公開號為 CN1405350A的中國發明專利申請公開說明書介紹了一種抗應變時效脆裂 和抗縱向裂紋的高強度鋼絲及其制作方法，雖然它用于制造高強度鋼絲的 線材也是高碳鋼，但其中并沒有提出對鋼中Ti、 N含量的控制要求，也沒 有對鋼中Ti (C， N)夾雜提出控制的要求。就超細鋼絲用高碳鋼線材而言， 目前國內外極少有該方面的研究報道，而采用現有高碳鋼線材生產超細規 格的鋼絲時，由于鋼中Ti (C， N)夾雜，在拉拔過程中引起斷絲的現象時 有發生，這已成為科技人員亟待解決的難題。

發明內容
本發明的目的就是要提供一種碳百分比含量大于0.60%的超細鋼絲用 高碳鋼線材及其制造方法。采用該高碳鋼線材可有效避免在拉拔工藝中的 斷絲現象，可生產出直徑小于0.50mm、具有一定強度、且具有高韌性的超 細鋼絲，以滿足汽車、橡膠工業以及道路、橋梁建設的需要。
為實現上述目的，本發明在深入研究鋼在凝固過程中Ti系物析出的熱 力學基礎上，通過控制鋼中Ti (C， N)夾雜物的析出，最終得到了一種超 細鋼絲用高碳鋼線材。該超細鋼絲用高碳鋼線材的化學成份按重量百分數 計為C: 0.60 1.2、 Si: 0.10 0.50、 Mn: 0.10~0.60、 P《0扁、S《0細、 Ti《0.002、 Al《0.005、 N《0.006，余量為Fe及不可避免的夾雜。上述超細鋼絲用高碳鋼線材中，其較佳的化學成份按重量百分數計為
C: 0.70~0.85、 Si: 0.15~0.20、 Mn: 0.40 0.60、 P《0.020、 S《0.015、 Ti《 0.0015、 Al《0.005、 N《0.006，余量為Fe及不可避免的夾雜。
上述超細鋼絲用高碳鋼線材的制造方法，包括如下步驟1)按超純凈 鋼工藝進行冶煉、2)鐵水脫硫、3)轉爐頂底復合吹煉、4)鋼包吹氬精煉、 5)爐外精煉、6)澆注成方坯、7)加熱爐奧氏體化處理、8)高速線材控 軋控冷處理，最終制得線材。其中在步驟4)和步驟5)中，鋼液精練采 用CaO/SiO2=0.5 1.6的低堿度鋼渣，以使鋼渣具有較好的流動性，便于排 除鋼中的Ti系夾雜物；在步驟7)中，方坯奧氏體化處理的溫度控制在 750 85(TC的范圍，較低的奧氏體化溫度可以抑制小顆粒夾雜物的長大；在 步驟8)中，高速線材的軋制溫度控制在750 90(TC的范圍，其作用也是通 過低溫控軋，抑制小顆粒夾雜物的長大。
進一步地，在上述步驟5)中，鋼液吹氬攪拌時的較佳氬流量為 3(K3001/min、最佳氬流量為60 1801/min;較佳攪拌時間為30 100min、最 佳攪拌時間為40 80min。通過吹氬流量和攪拌時間的適當組合，可以大幅 改善鋼液流動狀態，加速夾雜的去除與分離。
更進一步地，在上述步驟4)和步驟5)中，鋼液精練采用 CaO/SiO2=0.8 1.5的低堿度鋼渣；在上述步驟7)中，方坯奧氏體化處理的 最佳溫度控制在780~820°C;在上述步驟8)中，高速線材的最佳軋制溫度 控制在S00 87(TC。通過上述最佳工藝參數的協同作用，可以將鋼中Ti系 析出物Ti (C， N)控制到最小的程度。
本發明的結果首先是基于對鋼液中Ti系夾雜物的熱力學研究。鋼液在 凝固過程中可能析出的含鈦夾雜物為TiN、 TiC、 Ti (C， N)，分析鋼液中 Ti、 N、 C的含量Wtj、 Wn、 Wc，可以獲得TiN、 TiC的實際活度積的變化 規律。假定鋼液凝固過程中單獨析出TiN和TiC，用化學方程式表示 + [N] = TiN(s)
AG0 (， =-291000+107.9T J/mol (l畫l) [Ti] + [C] = TiC(s)
△G0(TiC) =-166483+93.11T J/mol (1-2)式中[Ti]、 [N]、 [C]分別為鋼中的Ti、 N、 C， TiN問和TiC(s)分別為熔渣 中的TiN和TiC， AG0 (TiN)和AG0 (Tic)分別為TiN和TiC的標準吉布斯能， T為溫度。
QTiN = 1.48(l-g).。7 .(l-0.52g)-'WNWTi (1-3)
QTiC = 1.45(l-g)-0'7 .(l-0.7g)"WcWTi (1-4)
式中Qtw和Qra:分別為TiN、 TiC的實際活度積，g為鋼的凝固率， WTi、 WN、 Wc分別為Ti、 N、 C元素的質量百分數。
從對上述熱力學模擬計算結果的分析可以得知在鋼液的凝固過程中， 當WTi含量較高時，Ww即使降低到微含量，仍然有可能析出TiN夾雜物。 反之，則可以避免凝固析出TiN夾雜物。同理，也可以避免凝固析出TiC 夾雜物。由此，可以通過對鋼中化學成份的限定、以及對煉鋼、鑄鋼和軋 制過程中鋼渣性能、奧氏體化溫度和線材軋制溫度的控制，有效減少TiN、 TiC和Ti (C， N)的析出，并將其控制在需要的尺寸范圍內。
本發明的超細鋼絲用高碳鋼線材中各合金成份的作用機理如下 本發明中的碳(C)含量為0.60 1.20%，碳是鋼中最重要的組成元素， 含碳量直接決定其強度和塑性。在冷拉狀態下，鋼的抗拉強度隨著含碳量 的增加而不斷提高、塑性隨著碳含量的增加而降低。將碳含量控制在此范 圍內，可以確保所制得的超細鋼絲成品同時滿足具有一定強度和較高韌性 的要求。
本發明中的硅(Si)含量為0.10~0.50%，硅作為一種脫氧劑，以硅鐵 形式加入鋼中，能消除FeO夾雜的不良影響，對鋼材起著均勻致密的作用。 硅含量的上升，能明顯提高鋼絲的彈性極限，但也會使鋼絲的塑性、韌性 和延展性明顯降低。
本發明中的錳(Mn)含量為0.10 0.60%，錳也是煉鋼的良好脫氧劑， 冶煉反應中生成的硫化錳、氧化錳對線材的冷拉性能不產生有害影響，錳 和硫化合生成MnS還能減輕硫的有害作用。錳還能增加珠光體相對量，并 使珠光體變細。所以錳含量適當增加會使鋼絲的強度和硬度提高，屈服極 限和斷面收縮率也有所增加。錳大部分溶于鐵素體中，形成置換固溶體， 并使鐵素體碳化。錳還能增大奧氏體的穩定性，降低鋼的臨界轉變溫度。同時錳還能增加鋼的過熱敏感性，使熱處理時晶粒容易長大，影響鋼的沖擊韌性。
本發明中的磷(P)含量<0.020%、硫(S)含量《0.020%。磷在鋼中具有容易造成偏析、惡化焊接性能、顯著降低鋼的低溫沖擊韌性、提高脆性轉變溫度等不利影響。硫易與錳結合生成MnS夾雜，硫還影響鋼的低溫沖擊韌性。因此，本發明盡量減少磷、硫元素對鋼性能的不利影響，通過對鐵水進行深脫硫預處理、真空處理等手段，控制磷、硫含量，從而減輕其不利影響。
本發明選擇鈦(Ti)含量《0.002%，鈦是一種強烈的碳化物和氮化物形成元素，隨著鈦含量的增加，鋼材的疲勞壽命相應降低。通常認為.*當鋼中鈦含量很低時，氧含量起主要作用；當氧含量較低，其氮化鈦在固液兩相區析出，這時就變成了鈦含量起主要作用，對鋼的質量具有非常不利的影響，因而本發明對鈦含量進行限制是十分必要的。
本發明中的鋁(Al)含量《0.005%。，鋁是一種有效的還原劑，鋁形成A1203，由于含有非金屬，所以將降低鋼的延展性。為此，本發明要求控制鋁含量，從而減輕其不利影響。
本發明中的氮(N)含量《0.006%，在59(TC時，氮在鐵素體中的溶解度最大約為0.1%，隨后在室溫和稍高溫度下，氮逐漸以Fe4N形式析出，使鋼的強度和硬度提高，塑性和韌性降低。另外，鋼水中氮的升高，將加劇氮化鈦的析出，故本發明將氮含量控制在很微量的范圍內。
本發明的優點在于所設計的超細鋼絲用高碳鋼線材中Ti系析出物粒子的含量極少，且尺寸小于10pm，具有優良的冷加工性能。用其制造直徑小于0.50mm的超細規格鋼絲時，只需采用適當的熱處理措施，就可以簡化拉拔工藝，大幅提高生產效率和成材率。實際檢測表明采用本發明的高碳鋼線材拉拔單絲至少119萬米以上不斷絲，且所制得各種規格的超細鋼絲具有很好的強度和良好的韌性。


圖1為傳統高碳鋼線材在拉撥時Ti (C， N)粒子引起裂紋的500倍顯微結構示意7圖2為傳統高碳鋼線材中的Ti (C， N)粒子形貌的5000倍顯微結構示意圖，其中鈦系夾雜物的尺寸為12.39pm;
圖3為一種本發明高碳鋼線材中的Ti (C， N)粒子形貌的500倍顯微結構示意圖，其中鈦系夾雜物的尺寸為2.69pm;
圖4為另一種本發明高碳鋼線材中的Ti (C， N)粒子形貌的500倍顯微結構示意圖，其中鈦系夾雜物的尺寸為2.07pm。
具體實施方式
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以下結合附圖和具體實施例對本發明的超細鋼絲用高碳鋼線材及其制造方法作進一步的詳細描述
圖1、圖2所示傳統高碳鋼線材中的Ti (C， N)粒子引起的裂紋顯微結構和Ti (C， N)粒子的形貌顯微結構已在前面的背景技術部分進行了詳細描述，于此不再贅述。而圖3、圖4所示本發明高碳鋼線材中的Ti (C，N)粒子形貌的顯微結構將在下面的實施例3和實施例4中說明。
實施例1:
一種超細鋼絲用高碳鋼線材，其化學成份按重量百分數計為C: 0.61、Sh 0.48、 Mn: 0.60、 P: 0.020、 S: 0.019、 Ti: 0.0020、 Al: 0.005、 N:0.0059，余量為Fe及不可避免的夾雜。
該高碳鋼線材的制造方法，包括如下步驟1)按超純凈鋼工藝進行冶
煉、2)鐵水脫硫、3)轉爐頂底復合吹煉、4)鋼包吹氬精煉、5)爐外精煉、6)澆注成方坯、7)加熱爐奧氏體化處理、8)高速線材控軋控冷處理，最終制得線材。其中在步驟4)和步驟5)中，鋼液精練采用CaO/SiO產1.6的低堿度鋼渣；在歩驟5)中，鋼液吹氬攪拌的氬流量為451/min、攪拌時間為45min;在歩驟7)中，方坯奧氏體化處理的溫度為750°C;在步驟8)中，高速線材的入精軋溫度為800°C、出精軋溫度為850°C、吐絲溫度為850°C，軋制成規格為4>6.5mm的線材。
通過金相分析所制得的高碳鋼線材試樣，沒有發現鈦系夾雜物。將其冷拉拔生產成規格為々0.15mm的鋼絲時，在細拉過程中總壓縮率為98.3%，實驗拉拔總長度為144萬米，沒有因鋼絲質量問題而產生斷絲現象，其抗拉強度穩定，測試值為174N/mm。 實施例2:
一種超細鋼絲用高碳鋼線材，其化學成份按重量百分數計為C: 0.70、 Si: 0.20、 Mn: 0.60、 P: 0.020、 S: 0.015、 Ti: 0.0015、 Al: 0.005、 N: 0.0058，余量為Fe及不可避免的夾雜。
該高碳鋼線材的制造方法，包括如下步驟1)按超純凈鋼工藝進行冶 煉、2)鐵水脫硫、3)轉爐頂底復合吹煉、4)鋼包吹氬精煉、5)爐外精 煉、6)澆注成方坯、7)加熱爐奧氏體化處理、8)高速線材控軋控冷處理， 最終制得線材。其中在步驟4)和步驟5)中，鋼液精練采用CaO/SiO2=0.5 的低堿度鋼渣；在步驟5)中，鋼液吹氬攪拌的氬流量為351/min、攪拌時 間為60min;在步驟7)中，方坯奧氏體化處理的溫度為780°C;在步驟8) 中，高速線材的入精軋溫度為800°C、出精軋溫度為870°C、吐絲溫度為 820°C，軋制成規格為4>6.5mm的線材。
通過金相分析所制得的高碳鋼線材試樣，沒有發現鈦系夾雜物。將其 冷拉拔生產成規格為4>0.17mm的鋼絲時，在細拉過程中總壓縮率為98%， 實驗拉拔總長度為131萬米，沒有因鋼絲質量問題而產生斷絲現象，其抗 拉強度穩定，測試值為194N/mm。
實施例3:
一種超細鋼絲用高碳鋼線材，其化學成份按重量百分數計為C: 0.85、 Si: 0.15、 Mn: 0.40、 P: 0.015、 S: 0.007、 Ti: 0.0011、 Al: 0,004、 N: 0.0050，
余量為Fe及不可避免的夾雜。
該高碳鋼線材的制造方法，包括如下步驟1)按超純凈鋼工藝進行冶 煉、2)鐵水脫硫、3)轉爐頂底復合吹煉、4)鋼包吹氬精煉、5)爐外精 煉、6)澆注成方坯、7)加熱爐奧氏體化處理、8)高速線材控軋控冷處理， 最終制得線材。其中在步驟4)和步驟5)中，鋼液精練采用CaO/SiOf1.5 的低堿度鋼渣；在步驟5)中，鋼液吹氬攪拌的氬流量為3001/min、攪拌時 間為30min;在步驟7)中，方坯奧氏體化處理的溫度為82(TC;在步驟8)
9中，高速線材的入精軋溫度為850°C、出精軋溫度為870°C、吐絲溫度為 850°C，軋制成規格為々5.5mm的線材。
通過金相分析所制得的高碳鋼線材試樣，發現有少量鈦系夾雜物，但 鈦系夾雜物的尺寸均控制在10nm以下，圖3為該高碳鋼線材試樣中的Ti (C， N)粒子形貌的500倍顯微結構示意圖，其中鈦系夾雜物的尺寸為 2.69pm。將其冷拉拔生產成規格為4)0.25mm的鋼絲時，在細拉過程中總壓 縮率為97%，實驗拉拔總長度為119萬米，沒有因鋼絲質量問題而產生斷 絲現象，其抗拉強度穩定，測試值為234N/mm。
實施例4:
一種超細鋼絲用高碳鋼線材，其化學成份按重量百分數計為C: 0.90、 Si: 0.18、 Mn: 0.30、 P: 0.010、 S: 0.005、 Ti: 0.0005、 Al: 0.002、 N: 0.0048，余量為Fe及不可避免的夾雜。
該高碳鋼線材的制造方法，包括如下步驟l)按超純凈鋼工藝進行冶
煉、2)鐵水脫硫、3)轉爐頂底復合吹煉、4)鋼包吹氬精煉、5)爐外精 煉、6)澆注成方坯、7)加熱爐奧氏體化處理、8)高速線材控軋控冷處理， 最終制得線材。其中在步驟4)和步驟5)中，鋼液精練采用CaO/SiO2=0.8 的低堿度鋼渣；在步驟5)中，鋼液吹氬攪拌的氬流量為3001/min、攪拌時 間為50min;在步驟7)中，方坯奧氏體化處理的溫度為755°C;在步驟8) 中，高速線材的入精軋溫度為800°C、出精軋溫度為87(TC、吐絲溫度為 880°C，軋制成規格為(|>5.5mm的線材。
通過金相分析所制得的高碳鋼線材試樣，發現有少量鈦系夾雜物，但 鈦系夾雜物的尺寸均控制在10pm以下，圖4為該高碳鋼線材試樣中的Ti (C， N)粒子形貌的500倍顯微結構示意圖，其中鈦系夾雜物的尺寸為 2.07|im。將其冷拉拔生產成規格為(^0.38mm的鋼絲時，在細拉過程中總壓 縮率為96%，實驗拉拔總長度為145萬米，沒有因鋼絲質量問題而產生斷 絲現象，其抗拉強度穩定，測試值為304N/mm。實施例5:
一種超細鋼絲用高碳鋼線材，其化學成份按重量百分數計為C: 1.05、
Si: 0.10、 Mn: 0.15、 P: 0.009、 S: 0.005、 Ti: 0.0010、 Al: 0.005、 N: 0.0038，余量為Fe及不可避免的夾雜。
該高碳鋼線材的制造方法，包括如下步驟1)按超純凈鋼工藝進行冶 煉、2)鐵水脫硫、3)轉爐頂底復合吹煉、4)鋼包吹氬精煉、5)爐外精 煉、6)澆注成方坯、7)加熱爐奧氏體化處理、8)高速線材控軋控冷處理， 最終制得線材。其中在步驟4)和步驟5)中，鋼液精練采用CaO/Si02=l.l 的低堿度鋼渣；在步驟5)中，鋼液吹氬攪拌的氬流量為2351/min、攪拌時 間為47min;在步驟7)中，方坯奧氏體化處理的溫度為780°C;在步驟8) 中，高速線材的入精軋溫度為800°C、出精軋溫度為S80。C、吐絲溫度為 900°C，軋制成規格為(l)5.0mm的線材。
通過金相分析所制得的高碳鋼線材試樣，沒有發現鈦系夾雜物。將其 冷拉拔生產成規格為4>0.45mm的鋼絲時，在細拉過程中總壓縮率為96%， 實驗拉拔總長度為160萬米，沒有因鋼絲質量問題而產生斷絲現象，其抗 拉強度穩定，測試值為355N/mm。
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權利要求
1. 一種超細鋼絲用高碳鋼線材，其特征在于該高碳鋼線材中的化學成份按重量百分數計為C0.60～1.2、Si0.10～0.50、Mn0.10～0.60、P≤0.020、S≤0.020、Ti≤0.002、Al≤0.005、N≤0.006，余量為Fe及不可避免的夾雜。
2. 根據權利要求1所述的超細鋼絲用高碳鋼線材，其特征在于該高碳鋼線材中的化學成份按重量百分數計為C: 0.70~0.85、 Sh 0.15 0.20、 Mn: 0.40~0.60、 P《0.020、 S《0.015、 Ti《0.0015、 Al《0.005、 N《0.006，余量為Fe及不可避免的夾雜。
3. —種權利要求1所述的超細鋼絲用高碳鋼線材的制造方法，包括如 下步驟1)按超純凈鋼工藝進行冶煉、2)鐵水脫硫、3)轉爐頂底復合吹 煉、4)鋼包吹氬精煉、5)爐外精煉、6)澆注成方坯、7)加熱爐奧氏體 化處理、8)高速線材控軋控冷處理，最終制得線材，其特征在于所述步 驟4)和步驟5)中，鋼液精練采用CaO/SiO2=0.5~1.6的低堿度鋼渣；所述 步驟7)中，方坯奧氏體化處理的溫度為750 850°C;所述步驟8)中，高 速線材的軋制溫度為750 900°C。
4. 根據權利要求3所述的超細鋼絲用高碳鋼線材的制造方法，其特征 在于所述步驟5)中，鋼液吹氬攪拌時的氬流量為30 3001/min、攪拌時 間為30 100min。
5. 根據權利要求4所述的超細鋼絲用高碳鋼線材的制造方法，其特征 在于所述步驟5)中，鋼液吹氬攪拌時的氬流量為60 1801/min、攪拌時 間為40 80min。
6. 根據權利要求3或4或5所述的超細鋼絲用高碳鋼線材的制造方法， 其特征在于所述歩驟4)和步驟5)中，鋼液精練采用CaO/SiO2=0.8 1.5的低堿度鋼渣。
7. 根據權利要求3或4或5所述的超細鋼絲用高碳鋼線材的制造方法， 其特征在于所述歩驟7)中，方坯奧氏體化處理的溫度為7S0 82(TC。
8. 根據權利要求3或4或5所述的超細鋼絲用高碳鋼線材的制造方法， 其特征在于所述步驟8)中，高速線材的軋制溫度為800 870°C。
全文摘要
本發明公開了一種超細鋼絲用高碳鋼線材及其制造方法。該線材中的化學成份按重量百分數計為C0.60～1.2、Si0.10～0.50、Mn0.10～0.60、P≤0.020、S≤0.020、Ti≤0.002、Al≤0.005、N≤0.006，余量為Fe及不可避免的夾雜。其制法包括如下步驟按超純凈鋼工藝進行冶煉、鐵水脫硫、轉爐頂底復合吹煉、采用CaO/SiO₂＝0.5～1.6的低堿度鋼渣進行鋼包吹氬精煉和爐外精煉、澆注成方坯、加熱爐對方坯進行750～850℃奧氏體化處理、高速線材控軋控冷處理，軋制溫度控制在750～900℃，最終制得線材。采用該線材可有效避免在拉拔工藝中的斷絲現象，拉拔單絲至少120萬米以上不斷絲，可生產出直徑小于0.50mm、具有高強度、高韌性的超細鋼絲，滿足汽車、橡膠工業以及道路、橋梁建設的需要。
文檔編號C22C38/04GK101481772SQ20091006081
公開日2009年7月15日 申請日期2009年2月20日 優先權日2009年2月20日
發明者杰 吳, 敏 朱, 桂江兵, 王國平, 練瑞民, 羅德信, 耿恒亮, 蔣躍東, 薛正良, 齊江華 申請人:武漢鋼鐵(集團)公司