CN114345938B - 一种基于短流程低成本生产屈服强度700MPa级高强钢的方法 - Google Patents

一种基于短流程低成本生产屈服强度700MPa级高强钢的方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种基于短流程低成本生产屈服强度700MPa级高强钢的方法，涉及热轧高强钢生产技术领域。本发明包括以下步骤:(1)材料冶炼并连铸成板坯；(2)连铸板坯加热、除鳞；(3)精轧、水冷降温；(4)带钢卷取机卷取成卷；(5)将冷却后的钢卷进行罩式退火。本发明生产的屈服强度700MPa级高强钢晶粒度11‑13级，金相组织为铁素体和少量的低碳贝氏体，1.2‑8.0mm厚度成品产品上屈服强度ReH≥700MPa，抗拉强度Rm≥785MPa，断后延伸率≥18％，180°冷弯试验，d＝a合格。

Description

一种基于短流程低成本生产屈服强度700MPa级高强钢的方法
技术领域
本发明涉及热轧高强钢生产技术领域，具体涉及一种基于短流程低成本生产屈服强度700MPa级高强钢的方法。
背景技术
钢铁行业不同企业生产屈服强度700MPa级高强钢，一般通过采用添加Nb、V、Ti、Mo等强化元素获得，其中Nb、V、Mo元素添加量大且价格昂贵，增加了合金成本。另外，传统生产方法需要采用很高的加热温度与较长的保温时间保证合金元素高温回溶以稳定控制产品力学性能，能源消耗高增加了制造成本。
本发明通过选择合适的成分与工艺控制，在原料中取消Mo元素的添加，而且降低高强钢中Nb、V元素含量，并且降低加热温度并缩短加热时间，降低生产成本，制备得到一种短流程低生产成本的屈服强度700MPa 级的高强钢。
发明内容
本发明的目的在于提供一种基于短流程低成本生产屈服强度700MPa 级高强钢的方法，解决以下技术问题：
现有技术中屈服强度700MPa级高强钢中Nb、V、Mo元素添加量大，导致合金制造成本高的问题。
本发明的目的可以通过以下技术方案实现：
一种基于短流程低成本生产屈服强度700MPa级高强钢的方法，包括以下步骤:
(1)选配高强钢的化学组分并经转炉、精炼炉冶炼，随后连铸成连铸板坯；
(2)对连铸板坯进行加热、除鳞；
(3)精轧过程6-7道次轧制，F1、F2机架轧制压下率≥40％，精轧机机架间水冷降温；
(4)带钢出精轧机后层流冷却；
(5)带钢出层冷段后进入卷取机卷取成卷；
(6)将冷却后的钢卷进行罩式退火。
作为本发明进一步的方案：步骤(1)中连铸板坯厚度55-70mm，连铸拉速控制在3.8-5.8m/min。
作为本发明进一步的方案：步骤(2)中连铸板坯在加热炉中加热，加热温度1180-1250℃，加热时间15-50min。
作为本发明进一步的方案：步骤(2)中连铸板坯加热后进行两次除鳞。
作为本发明进一步的方案：步骤(3)中精轧过程中开轧温度 1040-1070℃，终轧温度830-900℃。
作为本发明进一步的方案：步骤(4)中层流冷却采用前段密集冷却，冷却速度30-80℃/S。
作为本发明进一步的方案：步骤(5)中卷取机的卷取温度控制在 520-600℃。
作为本发明进一步的方案：步骤(6)中退火温度560-620℃，保温时间11-17小时。
作为本发明进一步的方案：高强钢中各组分的重量百分比为C： 0.04％-0.08％，Si≤0.2％，Mn：0.7％-1.7％，P≤0.02％，S≤0.005％，Nb≤ 0.03％，V≤0.04％，Ti：0.09％-0.13％，Als：0.02％-0.05％，N≤0.006％，其余为Fe及不可避免的杂质。
C:是钢中主要的强化元素且成本低廉，能够显著提高钢板的强度，但较高的C含量会降低钢板的韧性、塑性及焊接性。采用低碳成分设计可以提高钢材的韧性与可焊性，另外C与Nb、V、Ti等能形成细小碳化物，起到沉淀强化作用。
Si:固溶于铁素体和奥氏体中，提高钢的淬火、正火及退火温度，提高钢的回火稳定性，但Si含量较高时对导致焊接性能恶化。
Mn:Mn固溶强化效果好。锰也能细化晶粒提高强度，它是奥氏体形成元素，是单一奥氏体相区扩大。锰能较明显地降低γ→α转变的温度，能使A1点下降。锰与硫形成MnS，有利于改善钢中硫化物形态。
P:会恶化钢的韧性与塑性，尤其会降低钢的低温冲击性能，因此要控制P含量。
S:硫为有害元素，在钢种与锰形成带状MnS夹杂，显著降低钢板的冷加工能力，与Ti生产Ti2S4C4，降低钢中有效Ti含量，因此要控制S含量。
Nb:Nb元素在奥氏体中有极低的固溶度，在高温时就会发生析出和碳氮等元素形成第二相粒子，钉扎晶界，阻碍晶粒长大，因此细化晶粒的效果最为明显。同时，Nb也是强碳化物形成元素，在钢中Nb主要以和碳氮结合生成碳氮化物的方式来钉扎晶界，细化晶粒从而强化基体。
V:在钢中的存在形式主要为与碳氮元素形成合金渗碳体或者固溶于铁素体中，作用是通过降低珠光体转变温度，减小珠光体片层间距从而实现强韧化，对韧性损害较小，因此能得到较好的强韧性配合。
Ti:Ti作为合金元素添加时含量一般超过0.025％。固溶态的钛能够提高奥氏体相区，使A1、A3点升高。Ti能与钢中S、N等元素形成尺寸较大的金属化合物，当Ti含量超过0.042％时，随着Ti含量提升，晶粒细化效果明显提升。纳米级的TiC第二相颗粒能够产生钉扎晶界作用，显著提高钢的屈服强度。Ti为钢中主要强化元素，因此Ti为本发明中的主要强化元素。
N：为钢中有害元素，与钛生产TiN硬相组织，降低钢的韧性与疲劳性能，消耗钢中Ti成分，降低有效Ti含量。钢中N含量要尽量低。
本发明的有益效果：
本发明控制连铸板坯在加热炉中的加热温度1180-1250℃，有效减少连铸板坯中的TiC在奥氏体中析出，并通过高温使部分在入炉前析出的 TiC重新回溶到奥氏体中，保证轧后冷却与退火过程中能够析出足够数量、弥散、细小的TiC等第二相颗粒。本发明控制连铸板坯在加热炉中的加热时间在15-50min，避免连铸板坯加热时间过短则板坯中的TiC粒子回溶数量不够，时间过长时则容易产生氧化物缺陷。本申请控制终轧温度 830-900℃，减少TiC等第二相在变形奥氏体中大量析出，避免轧后铁素体中析出量过少、降低析出强化效果的情况发生，而且保证了薄规格带钢轧制稳定性。
本发明控制带钢出精轧机后层流冷却的冷却速度在30-80℃/S，既避免较高的冷却速度抑制铁素体晶粒长大与TiC等第二相颗粒在高温析出，又避免卷取温度较低抑制TiC等第二相颗粒的长大，使第二相颗粒细小、弥散分布成为可能。本申请控制卷取温度为520-600℃，较低的卷取温度抑制了TiC等第二相颗粒的析出，为后续罩式退火提供了基础。本发明采用罩式退火工艺，使热轧后钢中固溶的TiC等第二相充分、均匀析出，提高沉淀强化效果。
本发明基于短流程连铸连轧工艺生产屈服强度700MPa级高强钢，成分控制稳定，连铸板坯厚度相较常规连铸线薄，铸坯冷却强度大，铸态组织均匀、成分偏析小。连铸板坯只需在加热炉短时加热，显著降低加热燃耗。连铸板坯厚度55-70mm相比常规连轧线中间坯厚度更厚，精轧机道次压下量大，钢板晶粒进一步细化。本发明采用在钢卷冷却后进一步的采用罩式退火工艺，在相对较低的温度充分析出细小的TiC第二相，提高沉淀强化效果，减少合金元素添加量，降低了合金成本。
本发明方法生产的屈服强度700MPa级高强钢晶粒度11-13级，金相组织为铁素体和少量的低碳贝氏体，1.2-8.0mm厚度成品产品上屈服强度 ReH≥700MPa，抗拉强度Rm≥785MPa，断后延伸率≥18％，180°冷弯试验， d＝a合格。
附图说明
下面结合附图对本发明作进一步的说明。
图1是本发明制备高强钢的金相组织图；
图2是本发明实施例1-5制备得到的高强钢各组分的重量百分比；
图3是本发明屈服强度以及拉抗强度检测试样尺寸图。
具体实施方式
下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其它实施例，都属于本发明保护的范围。
实施例1
请参阅图2，一种基于短流程低成本生产屈服强度700MPa级高强钢的方法，包括如下步骤：
(1)铁水经预处理、转炉熔炼、精炼后获得符合成分要求钢水，通过连铸获得连铸板坯，连铸板坯厚度55mm，连铸拉速控制在5.6m/min；
(2)连铸板坯直接进入加热炉加热，加热温度1220℃，在炉时间 35min；
(3)连铸板坯出加热炉后经2道次除鳞；
(4)除鳞后连铸板坯进入精轧机轧制，精轧过程7道次轧制，初轧温度1069℃，终轧温度880℃；F1机架轧制压下率42％，F2机架轧制压下率48％，精轧机机架间水冷降温；
(5)连铸板坯经精轧机后轧制成符合要求的带钢，带钢出F7精轧机后经层流冷却进入卷取机卷取成卷，层流冷却采用前段密集模式，冷却速度68℃/S，卷取温度控制在600℃；
(6)冷却后的钢卷进行罩式退火，退火温度610℃，保温时间11小时；
(7)钢卷冷却后检验性能。
高强钢成分及重量百分比含量为：C：0.044％，Si：0.16％，Mn：1.07％， P：0.015％，S：0.002％，Nb：0.0093％，V：0.0015％，Ti：0.118％，Als： 0.0326％，N：0.0035％，余量为Fe及不可避免的杂质。
实施例2
请参阅图2，一种基于短流程低成本生产屈服强度700MPa级高强钢的方法，包括如下步骤：
(1)铁水经预处理、转炉熔炼、精炼后获得符合成分要求钢水，通过连铸获得连铸板坯，连铸板坯厚度60mm，连铸拉速控制在5.3m/min；
(2)连铸板坯直接进入加热炉加热，加热温度1205℃，在炉时间 30min；
(3)连铸板坯出加热炉后经2道次除鳞；
(4)除鳞后连铸板坯进入精轧机轧制，精轧过程7道次轧制，初轧温度1058℃，终轧温度880℃；F1机架轧制压下率40％，F2机架轧制压下率47％，精轧机机架间水冷降温；
(5)连铸板坯经精轧机后轧制成符合要求的带钢，带钢出F7精轧机后经层流冷却进入卷取机卷取成卷，层流冷却采用前段密集模式，冷却速度59℃/S，卷取温度控制在600℃；
(6)冷却后的钢卷进行罩式退火，退火温度610℃，保温时间11小时；
(7)钢卷冷却后检验性能。
高强钢成分及重量百分比含量为：C：0.046％，Si：0.13％，Mn：1.15％， P：0.010％，S：0.002％，Nb：0.012％，V：0.0013％，Ti：0.124％，Als： 0.0302％，N：0.0048％，余量为Fe及不可避免的杂质。
实施例3
请参阅图2，一种基于短流程低成本生产屈服强度700MPa级高强钢的方法，包括如下步骤：
(1)铁水经预处理、转炉熔炼、精炼后获得符合成分要求钢水，通过连铸获得连铸板坯，连铸板坯厚度60mm，连铸拉速控制在4.8m/min；
(2)连铸板坯直接进入加热炉加热，加热温度1183℃，在炉时间 15min；
(3)连铸板坯出加热炉后经2道次除鳞；
(4)除鳞后连铸板坯进入精轧机轧制，精轧过程7道次轧制，初轧温度1065℃，终轧温度880℃；F1机架轧制压下率42％，F2机架轧制压下率48％，精轧机机架间水冷降温；
(5)连铸板坯经精轧机后轧制成符合要求的带钢，带钢出F7精轧机后经层流冷却进入卷取机卷取成卷，层流冷却采用前段密集模式，冷却速度55℃/S，卷取温度控制在600℃；
(6)冷却后的钢卷进行罩式退火，退火温度610℃，保温时间13小时；
(7)钢卷冷却后检验性能。
高强钢成分及重量百分比含量为：C：0.064％，Si：0.14％，Mn：0.99％， P：0.013％，S：0.003％，Nb：0.0129％，V：0.0022％，Ti：0.119％，Als：0.0364％，N：0.0057％，余量为Fe及不可避免的杂质。
实施例4
一种基于短流程低成本生产屈服强度700MPa级高强钢的方法，包括如下步骤：
(1)铁水经预处理、转炉熔炼、精炼后获得符合成分要求钢水，通过连铸获得连铸板坯，连铸板坯厚度65mm，连铸拉速控制在4.5m/min；
(2)连铸板坯直接进入加热炉加热，加热温度1190℃，在炉时间 28min；
(3)连铸板坯出加热炉后经2道次除鳞；
(4)除鳞后连铸板坯进入精轧机轧制，精轧过程7道次轧制，初轧温度1072℃，终轧温度860℃；F1机架轧制压下率41％，F2机架轧制压下率46％，精轧机机架间水冷降温；
(5)连铸板坯经精轧机后轧制成符合要求的带钢，带钢出F7精轧机后经层流冷却进入卷取机卷取成卷，层流冷却采用前段密集模式，冷却速度50℃/S，卷取温度控制在560℃；
(6)冷却后的钢卷进行罩式退火，退火温度560℃，保温时间13小时；
(7)钢卷冷却后检验性能。
高强钢成分及重量百分比含量为：C：0.057％，Si：0.16％，Mn：1.43％， P：0.014％，S：0.002％，Nb：0.0109％，V：0.0033％，Ti：0.12％，Als： 0.0458％，N：0.0055％，余量为Fe及不可避免的杂质。
实施例5
一种基于短流程低成本生产屈服强度700MPa级高强钢的方法，包括如下步骤：
(1)铁水经预处理、转炉熔炼、精炼后获得符合成分要求钢水，通过连铸获得连铸板坯，连铸板坯厚度70mm，连铸拉速控制在4m/min；
(2)连铸板坯直接进入加热炉加热，加热温度1120℃，在炉时间 26min；
(3)连铸板坯出加热炉后经2道次除鳞；
(4)除鳞后连铸板坯进入精轧机轧制，精轧过程6道次轧制，初轧温度1042℃，终轧温度850℃；F1机架轧制压下率43％，F2机架轧制压下率50％，精轧机机架间水冷降温；
(5)连铸板坯经精轧机后轧制成符合要求的带钢，带钢出F7精轧机后经层流冷却进入卷取机卷取成卷，层流冷却采用前段密集模式，冷却速度53℃/S，卷取温度控制在560℃；
(6)冷却后的钢卷进行罩式退火，退火温度560℃，保温时间16小时；
(7)钢卷冷却后检验性能。
高强钢成分及重量百分比含量为：C：0.060％，Si：0.14％，Mn：1.32％， P：0.015％，S：0.003％，Nb：0.0102％，V：0.0037％，Ti：0.122％，Als： 0.027％，N0.0057％，余量为Fe及不可避免的杂质。
性能检测：
钢卷经罩式炉退火冷却后按GB/T 2975-2018《钢及钢产品力学性能试验取样位置及试样制备》取样。
(1)金相组织观察：
配置4％硝酸酒精腐蚀试剂,在磨好的实施例2制备的高强钢表面滴 1-2滴试剂,大约在试样表面停留10s左右的时间直到试样表面从镜像变暗的时刻,用酒精冲洗完成后,并迅速在吸水纸上进行处理,最后用电吹风机吹干后即可在金相显微镜下确定组织类型。
通过蔡司(ZEISS)金相显微镜(OM)观察得到微合金髙强钢的显微组织。将所测组织试样置于蔡司显微镜镜头上方,对显微镜的焦距进行调整, 试样的显微组织即可在电脑上清晰的显现岀来,同时对显微镜做适当调整, 上下左右适当移动镜头的位置对显微组织的结构进行观察,选择放大倍数并进行拍照,一并标注尺寸,作为今后试验分析研究对象。观察结果见图1。
(2)屈服强度以及拉抗强度检测：
根据GB/T228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分室温试验方法》将实施例1-5制备得到的高强钢依据进行制样,检测试样如图3，检测试样尺寸如表1；
采用载荷为50至1500kN的德国Zwick拉伸试验机进行拉伸试验其中位移速度2mm/min,通过电脑岀图获得材料的抗拉强度、屈服极限、伸长率等塑性数据,并采用扫描电子显微镜(SEM)观察拉伸断口形貌，试验结果见表2。
表1：
(3)冲击试验：
根据GB/229-2007《关于夏比Ⅴ型缺口冲击试样几何参数的规定及其加工方法》对试样进行加工,试样标准规格为5mm×l0mm×55mm,缺口深度为2mm的Ⅴ型状。试验前试样必须去除毛刺和表面氧化铁皮,采用冲击试验机对试样进行冲击,记录冲击吸收能量Ak值。后期对常温和-20℃的冲击断口形貌采用扫描电镜进行扫描分析,研究冲击韧脆转变温度,判读其断裂形式，试验结果见表2。
(4)弯曲试验：
根据GB/T232-2010《金属材料弯曲试验方法》制作弯曲试样，试样厚度h,试样宽度b＝3h,跨距L＝16h,采用LWW-2000微机控制连续弯曲试验机进行试验，试验过程中，试验样的弯曲角度通过仪器上模的下压行程控制，通过压头与支辊的上升、下降、分开、合拢将试样弯曲180度。试验结果见表2。
表2：
实施例1 实施例2 实施例3 实施例4 实施例5
厚度/mm 3.0 4.0 4.5 5.0 6.0
屈服强度/MPa 812 786 761 798 806
抗拉强度/MPa 858 830 814 847 838
断后延伸率/％ 22 22 24 23 20
-20℃冲击值Akv/J - - - - 160
180°冷弯，d＝a 合格 合格 合格 合格 合格
根据图2所示，本发明实施例1-5制备的1.2-8.0mm厚度高强钢屈服强度ReH≥700MPa，抗拉强度Rm≥785MPa，断后延伸率≥18％，180°冷弯试验，d＝a合格。
在本发明的描述中，需要理解的是，术语“上”、“下”、“左”、“右”等指示方位或位置关系为基于附图所示的方位或位置关系，仅是为了便于描述本发明和简化描述，而不是指示或暗示所指的装置或元件必须具有特定的方位、以及特定的方位构造和操作，因此，不能理解为对本发明的限制。此外，“第一”、“第二”仅由于描述目的，且不能理解为指示或暗示相对重要性或者隐含指明所指示的技术特征的数量。因此，限定有“第一”、“第二”的特征可以明示或者隐含地包括一个或者多个该特征。本发明的描述中，除非另有说明，“多个”的含义是两个或两个以上。
在本发明的描述中，需要说明的是，除非另有明确的规定和限定，术语“安装”“相连”“连接”等应做广义理解，例如，可以是固定连接，也可以是可拆卸连接，或一体地连接；可以是机械连接，也可以是电连接；可以是直接相连，也可以通过中间媒介间接连接，可以是两个元件内部的连通。对于本领域的普通技术人员而言，可以具体情况理解上述术语在本发明中的具体含义。
以上对本发明的一个实施例进行了详细说明，但所述内容仅为本发明的较佳实施例，不能被认为用于限定本发明的实施范围。凡依本发明申请范围所作的均等变化与改进等，均应仍归属于本发明的专利涵盖范围之内。

Claims (1)

1.一种基于短流程低成本生产屈服强度700MPa级高强钢的方法，其特征在于，包括以下步骤:
（1）选配高强钢的化学组分并经转炉、精炼炉冶炼，随后连铸成连铸板坯；
（2）对连铸板坯进行加热、除鳞；
（3）精轧过程6-7道次轧制，F1、F2机架轧制压下率≥40%，精轧机机架间水冷降温；
（4）带钢出精轧机后层流冷却；
（5）带钢出层冷段后进入卷取机卷取成卷；
（6）将冷却后的钢卷进行罩式退火；
步骤（1）中连铸板坯厚度55-70mm，连铸拉速控制在3.8-5.8m/min；
步骤（2）中连铸板坯在加热炉中加热，加热温度1180-1250℃，加热时间15-50min；
步骤（2）中连铸板坯加热后进行两次除鳞；
步骤（3）中精轧过程中开轧温度1040-1070℃，终轧温度830-900℃；
步骤（4）中层流冷却采用前段密集冷却，冷却速度30-80℃/S；
步骤（5）中卷取机的卷取温度控制在520-600℃；
步骤（6）中退火温度560-620℃，保温时间11-17小时；
所述高强钢中各组分的重量百分比为C：0.04%-0.08%，Si≤0.2%，Mn：0.7%-1.7%，P≤0.02%，S≤0.005%，Nb≤0.03%，V≤0.04%，Ti：0.09%-0.13%，Als：0.02%-0.05%，N≤0.006%，其余为Fe及不可避免的杂质；
金相组织为铁素体和少量的低碳贝氏体。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114951305B (zh) * 2022-06-10 2025-04-22 北京首钢股份有限公司 一种降低生产420MPa级以上高强酸洗板的轧制力的方法
CN115404401A (zh) * 2022-08-18 2022-11-29 武汉钢铁有限公司 700MPa级CSP短流程热轧高强结构钢及制造方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101538681A (zh) * 2009-05-06 2009-09-23 湖南华菱涟源钢铁有限公司 一种生产屈服强度700MPa级高强钢的方法
CN101560629A (zh) * 2009-05-27 2009-10-21 东北大学 一种屈服强度高于800MPa的热轧带钢及其制备方法
KR20160121701A (ko) * 2015-04-10 2016-10-20 동국제강주식회사 저온 인성이 우수한 고강도 후판 제조 방법 및 이에 의해 제조된 저온 인성이 우수한 고강도 후판
CN106756563A (zh) * 2017-01-10 2017-05-31 河钢股份有限公司承德分公司 抗拉强度800MPa级极薄规格热轧宽带钢及生产方法
CN106756560A (zh) * 2016-12-30 2017-05-31 日照宝华新材料有限公司 基于esp薄板坯连铸连轧流程生产薄规格re700l钢的方法
CN109055650A (zh) * 2018-08-16 2018-12-21 日照钢铁控股集团有限公司 一种基于ESP全无头薄板坯连铸连轧流程生产热轧薄规格700MPa级厢体用钢的方法
CN111440987A (zh) * 2020-05-11 2020-07-24 武汉钢铁有限公司 采用短流程生产的抗拉强度≥980MPa淬火配分钢及方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101538681A (zh) * 2009-05-06 2009-09-23 湖南华菱涟源钢铁有限公司 一种生产屈服强度700MPa级高强钢的方法
CN101560629A (zh) * 2009-05-27 2009-10-21 东北大学 一种屈服强度高于800MPa的热轧带钢及其制备方法
KR20160121701A (ko) * 2015-04-10 2016-10-20 동국제강주식회사 저온 인성이 우수한 고강도 후판 제조 방법 및 이에 의해 제조된 저온 인성이 우수한 고강도 후판
CN106756560A (zh) * 2016-12-30 2017-05-31 日照宝华新材料有限公司 基于esp薄板坯连铸连轧流程生产薄规格re700l钢的方法
CN106756563A (zh) * 2017-01-10 2017-05-31 河钢股份有限公司承德分公司 抗拉强度800MPa级极薄规格热轧宽带钢及生产方法
CN109055650A (zh) * 2018-08-16 2018-12-21 日照钢铁控股集团有限公司 一种基于ESP全无头薄板坯连铸连轧流程生产热轧薄规格700MPa级厢体用钢的方法
CN111440987A (zh) * 2020-05-11 2020-07-24 武汉钢铁有限公司 采用短流程生产的抗拉强度≥980MPa淬火配分钢及方法

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