CN115094333A - 一种高强高淬透性合金钢及其制备方法和应用 - Google Patents

一种高强高淬透性合金钢及其制备方法和应用 Download PDF

Info

Publication number
CN115094333A
CN115094333A CN202210854988.2A CN202210854988A CN115094333A CN 115094333 A CN115094333 A CN 115094333A CN 202210854988 A CN202210854988 A CN 202210854988A CN 115094333 A CN115094333 A CN 115094333A
Authority
CN
China
Prior art keywords
treatment
temperature
alloy steel
hardenability
intermediate product
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN202210854988.2A
Other languages
English (en)
Inventor
汪丰林
柳哲
李名正
晏建
邓力
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Candela Shenzhen New Energy Technology Co Ltd
Original Assignee
Candela Shenzhen New Energy Technology Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Candela Shenzhen New Energy Technology Co Ltd filed Critical Candela Shenzhen New Energy Technology Co Ltd
Priority to CN202210854988.2A priority Critical patent/CN115094333A/zh
Publication of CN115094333A publication Critical patent/CN115094333A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/28—Normalising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22B—PRODUCTION AND REFINING OF METALS; PRETREATMENT OF RAW MATERIALS
    • C22B9/00—General processes of refining or remelting of metals; Apparatus for electroslag or arc remelting of metals
    • C22B9/16—Remelting metals
    • C22B9/18—Electroslag remelting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16F—SPRINGS; SHOCK-ABSORBERS; MEANS FOR DAMPING VIBRATION
    • F16F15/00—Suppression of vibrations in systems; Means or arrangements for avoiding or reducing out-of-balance forces, e.g. due to motion
    • F16F15/30—Flywheels
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
    • Y02E60/00—Enabling technologies; Technologies with a potential or indirect contribution to GHG emissions mitigation
    • Y02E60/16—Mechanical energy storage, e.g. flywheels or pressurised fluids

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Acoustics & Sound (AREA)
  • Aviation & Aerospace Engineering (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

本发明提供了一种高强高淬透性合金钢，化学成分按重量百分比为：C：0.20～0.40wt％，Si：0.10～0.35wt％，Mn：1.00～2.00wt％，Ni：1.0～3.4wt％，Cr：1.50～3.0wt％，Mo：0.20～0.60wt％，V：0.05～0.25wt％，Nb：0.025～0.065wt％，B：0.0005～0.005wt％，余量为Fe及不可避免的杂质。本发明通过控制Mn元素的含量，提高了材料的淬透性，细化了组织结构，提高了材料的强度性能；微量B元素的添加，替代了部分贵重金属，降低了合金钢的成本。本发明还提供了一种高强高淬透性合金钢的制备方法和应用。

Description

一种高强高淬透性合金钢及其制备方法和应用
技术领域
本发明属于飞轮储能***技术领域，尤其涉及一种高强高淬透性合金钢及其制备方法和应用。
背景技术
飞轮储能因具有功率密度高、充放电次数高、寿命长、环境友好等独一无二的优势，可为电力辅助服务、高品质UPS、轨道交通制动能量回收、特种电源、传统充电站扩容服务等应用场景提供解决方案。
飞轮储能***虽然具有高安全性，并不代表飞轮转子的使用没有安全隐患，飞轮转子在服役过程中处于循环性升/降高速旋转状态，最高可达每分钟几万转的超高转速，对飞轮转子自身的力学性能要求很高，失稳或散裂解体都将带来巨大的破坏。转子动力学与有限元仿真研究表明飞轮转子在高速旋转服役过程中的芯部应力最大，致使飞轮转子芯部的微观组织与力学性能成为飞轮储能***安全应用与发展的关键技术难点，尤其是大型截面的飞轮转子，淬透性和芯部性能成为其制备的技术瓶颈。
高强合金钢如AISI4340、300M、30CrMnSiNi2A、D406A与D6AC等因淬透性问题，可满足小型飞轮转子的性能要求，但采用此类高强合金钢制备大型截面飞轮转子时，芯部无法获得与表层/近表层同样的组织和性能，造成截面性能均匀性差，芯部强度无法达到行业安全标准系数，影响材料的服役寿命与安全性。二次硬化高强度钢、沉淀硬化不锈钢与马氏体时效钢具有良好的淬透性和优异的力学性能，尤其是马氏体时效超高强韧钢，如18Ni300，CM400等，最高抗拉强度可超2.0GPa；但此类合金中Ni，Co等昂贵合金元素含量近30％，大大提高了材料的成本，从而限制了马氏体时效钢于飞轮储能***转子的应用。还有一些飞轮转子由碳纤维/玻璃纤维增强复合材料制成，虽然此类复合材料具有较高的工作应力和比强度，然而纤维增强复合材料和相应的辅助部件增加了转子的成本。
发明内容
有鉴于此，本发明实施例的目的在于提供一种高强高淬透性合金钢及其制备方法和应用，本发明实施例提供的高强高淬透性合金钢具有较好的性能，同时用于飞轮转子的成本较低。
本发明实施例提供了一种高强高淬透性合金钢，化学成分按重量百分比为：
C：0.20～0.40wt％，
Si：0.10～0.35wt％，
Mn：1.00～2.00wt％，
Ni：1.0～3.4wt％，
Cr：1.50～3.0wt％，
Mo：0.20～0.60wt％，
V：0.05～0.25wt％，
Nb：0.025～0.065wt％，
B：0.0005～0.005wt％，
O和N的总重量百分比：＜0.010wt％，
H：＜0.0001wt％，
Cu：≤0.10wt％，
Al：≤0.10wt％，
Ti：≤0.01wt％，
余量为Fe及不可避免的杂质。
本发明实施例提供了一种上述技术方案所述的高强高淬透性合金钢的制备方法，包括：
将合金原料熔炼后浇锭，再进行电渣重熔后保温，得到第一中间产品；
将所述第一中间产品进行均匀化处理，得到第二中间产品；
将所述第二中间产品进行锻造，得到第三中间产品；
将所述第三中间产品进行预备热处理，得到第四中间产品；
将所述第四中间产品粗车后进行性能热处理，得到高强高淬透性合金钢。
优选的，所述熔炼的方法包括：
依次采用EBT电炉熔炼、LF炉精炼和VD炉熔炼。
优选的，所述保温的温度为580～650℃，所述保温的时间为2～5h。
优选的，所述均匀化处理的温度为1200～1250℃，所述均匀化处理的时间为5～10h。
优选的，所述锻造过程中的始锻温度为1150～1250℃，终锻温度≥820℃，锻造比≥6。
优选的，所述预备热处理的方法包括：
先进行正火处理再进行退火处理；
所述正火处理的温度为800～920℃，所述正火处理的保温时间为6～15h，所述正火处理过程中进行空冷；
所述退火处理的温度为620～660℃，所述退火处理的保温时间≥50h。
优选的，所述性能热处理的方法包括：
先进行淬火处理再进行回火处理；
所述淬火处理的温度为840～900℃，所述淬火处理过程中采用阶段式升温，所述淬火处理的冷却方式为水冷；
所述回火处理的温度为500～560℃，所述回火处理过程中进行空冷。
本发明实施例提供了一种飞轮转子，所述飞轮转子的材质为上述技术方案所述的高强高淬透性合金钢，或上述技术方案所述的方法制备得到的高强高淬透性合金钢。
优选的，所述飞轮转子的直径为400～2100mm，截面厚度≤700mm。
本发明实施例提供的高强高淬透性合金钢解决了大型截面飞轮芯部淬透性的难题，能够制备得到更大等效厚度截面的飞轮转子；通过调整Mn元素含量，提高了材料的淬透性，细化了组织结构，增强了材料的强度性能；微量B元素的添加，替代了部分贵重金属，降低了合金钢的成本。而且，本发明实施例进行双相区热处理提高了晶粒度的细化效果，消除组织遗传问题；进行高温回火析出的纳米颗粒相能够提供回火抗性，使合金钢材料在高温下使用。
本发明实施例提供了一种面向大型截面飞轮储能***转子的合金钢材料及其制备方法，解决了大型截面飞轮转子芯部淬透性与性能要求的问题，制备的飞轮转子(400mm≤飞轮本体直径≤2100mm；截面厚度≤750mm)能够满足力学性能要求，尤其是飞轮转子的芯部也具有较好的力学性能。
附图说明
图1为本发明实施例制备飞轮转子的工艺流程图；
图2为本发明实施例1制备的飞轮转子的芯部微观组织图；
图3为本发明实施例1制备的飞轮转子的表面微观组织图。
具体实施方式
下面将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。
本发明实施例提供了一种高强高淬透性合金钢，化学成分按重量百分比为：
C(碳)：0.20～0.40wt％，
Si(硅)：0.10～0.35wt％，
Mn(锰)：1.00～2.00wt％，
Ni(镍)：1.0～3.4wt％，
Cr(铬)：1.50～3.0wt％，
Mo(钼)：0.20～0.60wt％，
V(钒)：0.05～0.25wt％，
Nb(铌)：0.025～0.065wt％，
B(硼)：0.0005～0.005wt％，
O(氧)和N(氮)的总重量百分比：＜0.010wt％，
H(氢)：＜0.0001wt％，
Cu(铜)：≤0.10wt％，
Al(铝)：≤0.10wt％，
Ti(钛)：≤0.01wt％，
余量为Fe(铁)及不可避免的杂质。
在本发明的实施例中，所述C的重量百分比优选为0.25～0.35wt％，更优选为0.30wt％；所述Si的重量百分比优选为0.15～0.30wt％，更优选为0.20～0.25wt％；所述Mn的重量百分比优选为1.20～1.80wt％，更优选为1.40～1.60wt％，最优选为1.50wt％；所述Ni的重量百分比优选为1.8～2.6wt％，更优选为2.2wt％；所述Cr的重量百分比优选为2.0～2.5wt％；所述Mo的重量百分比优选为0.30～0.50wt％，更优选为0.40wt％；所述V的重量百分比优选为0.10～0.20wt％，更优选为0.15wt％；所述Nb的重量百分比优选为0.030～0.060wt％，更优选为0.040～0.050wt％；所述B的重量百分比优选为0.001～0.004wt％，更优选为0.002～0.003wt％；所述Cu的重量百分比优选为0.06～0.16wt％，更优选为0.08～0.14wt％，最优选为0.10～0.12wt％；所述Al的重量百分比优选≤0.012wt％；所述Ti的重量百分比优选＜0.01wt％。
在本发明的实施例中，C是调质合金钢中决定热处理后强度的关键元素，可以提高淬透性，但过高的C含量会严重影响合金钢的塑性及韧性，过低的C含量则会使得合金钢的强度达不到要求，C质量含量控制在0.20～0.40％。Si是有效的除氧剂，适量的Si可以推迟过渡碳化物向渗碳体转变，使回火脆性区向高温移动，Si在低温回火时具有好的强化效果，过多的Si含量反而会影响强度和表面质量，促进C的石墨化，使加工性变差，Si质量含量控制在0.10～0.35％。Cr是提高淬透性的重要元素，碳化铬的析出能提高回火抗性，增加合金钢的强度，过高的Cr会降低马氏体起始转变温度，造成过多的残余奥氏体，并且会增加合金成本，Cr质量含量控制在1.50～3.0％。Mn可显著提高合金钢的淬透性，且成本低，同时通过细化碳化物和阻止晶粒长大，提高合金钢强度，过高的Mn会增加回火脆性敏感度和元素偏析，Mn的质量含量控制在1.0～2.0％。Ni能提高合金钢的淬透性，同时增加合金钢的室温韧性，降低马氏体起始体转变温度，形成少量残余奥氏体，提高塑性，但过多的Ni不仅造成成本过高，而且高含量的残余奥氏体会降低合金钢的强度，需要更复杂的热处理消除残余奥氏体，会进一步提高合金钢成本，Ni质量含量控制在1.0～3.5％。V和Nb都属于强碳化物形成元素，少量添加可以通过纳米碳化物的析出细化晶粒，提高合金钢的强度和韧性，但过高的V/Nb显著提高奥氏体化温度，也会增加合金成本，V质量含量控制在0.05～0.25％，Nb质量含量控制在0.025～0.065％。Mo可提高淬透性并降低回火脆性敏感度，通过高温回火过程中形成的M2C型碳化物提高回火抗性以及合金强度，Mo还能使珠光体转变曲线右移，避免热处理后形成珠光体不利组织，但Mo含量过高会增加成本并提高奥氏体化温度，Mo质量含量控制在0.20～0.60％。微量的B可以显著提高淬透性，从而部分替代Cr、Ni等贵金属元素，降低成本，但过高的B含量不仅会降低淬透性，还会降低合金钢的韧性，B质量含量控制在0.0005～0.005％。
本发明的实施例提供了一种上述技术方案所述的高强高淬透性合金钢的制备方法，包括：
将合金原料熔炼后浇锭，再进行电渣重熔后保温，得到第一中间产品；
将所述第一中间产品进行均匀化处理，得到第二中间产品；
将所述第二中间产品进行锻造，得到第三中间产品；
将所述第三中间产品进行预备热处理，得到第四中间产品；
将所述第四中间产品粗车后进行性能热处理，得到高强高淬透性合金钢。
本发明对所述合金原料没有特殊的限制，采用本领域技术人员熟知的用于制备钢材的合金原料即可，如废钢、铁合金以及其它合金辅料等；按照上述技术方案所述的高强高淬透性合金钢的化学成分进行配料后熔料即可。
在本发明的实施例中，所述熔料的方法优选包括：
依次进行EBT(偏心底出钢)电炉熔炼、LF(钢包精炼)炉熔炼和VD(真空脱气)炉熔炼。
在本发明的实施例中，所述EBT电炉熔炼过程中优选采用中间高、下致密和上疏松的装料方式；优选熔化期进行提前造渣，及时吹氧，增加炉渣CaO/FeO含量，获得高碱高氧化性以除磷，出钢温度优选≥1650℃，不得下渣。
在本发明的实施例中，所述LF炉熔炼过程中优选采用白渣精炼，白渣以CaO-CaF2/CaO-Al2O3-SiO2为主，采用高碱度以炼制超低S合金钢；优选底部进行吹Ar搅拌，加速钢水成分和温度均匀化，促进夹杂物去除，成分均匀后取样进行成分分析，确保成分达到工艺要求，温度确保≥1580℃。
在本发明的实施例中，所述VD炉熔炼过程中优选工作真空度为60～65Pa，更优选为61Pa；优选真空除气过程中全程吹底部Ar，保证钢水沸腾状态；真空除气过程中Ar压力优选控制在0.2～0.5MPa，更优选为0.3～0.4MPa；解除真空后软吹Ar压力优选小于0.2MPa，软吹时间优选≥10分钟。
在本发明的实施例中，所述浇锭过程中优选在浇铸前钢锭模进行充Ar；出钢浇铸温度优选为1600～1650℃，更优选为1610～1640℃，最优选为1620～1630℃。
在本发明的实施例中，优选浇锭后冷却进行电渣重熔以控制夹杂物含量；所述电渣重熔过程中优选为保护气氛电渣，采用
Figure BDA0003753016060000061
结晶器，重熔渣系优选以CaF2-Al2O3为主，适当添加MgO和CaO。在本发明的实施例中，所述重渣系中CaF2的质量含量优选为65～70％，更优选为66～68％；Al2O3的质量含量优选为22～26％，更优选为23～25％；MgO的质量含量优选为1～3％，更优选为1.5～2.5％，最优选为2％；CaO的质量含量优选为3～6％，更优选为4～5％。
在本发明的实施例中，所述电渣重熔前优选渣料烘烤工序到位，脱氧剂采用Al粉均匀撒在渣系上；***渣池深度优选以自耗电极前端中心有25～45mm凸圆台为宜；优选采用高电压中电流引弧，自耗电极溶解到剩余100～200mm时，进行封顶补缩；优选更换自耗电极在剩下100～150mm时进行，优选调整电流稍大于重熔电流500～900A，更换速度要快，避免电渣锭面形成渣沟，造成断裂。
在本发明的实施例中，所述电渣重熔过程中的***池深度优选以自耗电极前端中心有30～40mm的凸圆台，更优选为35mm的凸圆台；优选自耗电极溶解到剩余120～180mm时进行封顶补缩，更优选为140～160mm；优选在自耗电极剩余100～150mm时更换自耗电极，更优选剩余110～140mm，最优选剩余120～130mm；电渣重熔过程中的重熔电流优选为500～900A，更优选为600～800A，最优选为700A。
在本发明的实施例中，通过热送保温减少电渣锭的退火工序，能够节省成本并提高生产效率。在本发明的实施例中，所述热送保温的温度优选为580～650℃，更优选为600～650℃，最优选为620～630℃；所述热送保温的时间优选为2～5小时，更优选为3～4小时。
在本发明的实施例中，所述均匀化处理过程中的加热温度优选为1200～1250℃，更优选为1210～1240℃，最优选为1230℃；所述均匀化处理过程中的保温时间优选为5～10h，更优选为6～8h。
在本发明的实施例中，所述锻造过程中的始锻温度优选为1150～1250℃，更优选为1180～1220℃，最优选为1200℃；锻造比优选≥6，更优选为6～8，以达到破环铸锭组织、锻合内部缺陷并使组织均匀化的效果。
在本发明的实施例中，所述锻造的终锻温度优选≥820℃，更优选为830～850℃，从而在锻件不产生低温锻裂的情况下确保晶粒细化。
在本发明的实施例中，所述预备热处理能够解决大型飞轮转子锻造后的锻件内部晶粒粗大且不均匀的问题。在本发明的实施例中，所述预备热处理的方法优选包括：
先进行正火处理再进行退火处理。
在本发明的实施例中，所述正火处理的温度优选为800～920℃，更优选为820～900℃，更优选为840～880℃，最优选为860℃；所述正火处理过程中的保温时间优选为6～15h，更优选为8～12h，最优选为10h；所述正火处理过程中优选保温后空冷。在本发明中，所述正火处理可以为两次正火处理。
在本发明的是实施例中，所述退火为扩氢退火，是生产大型飞轮转子至关重要的一步，能够将大锻件中的氢含量降低至白点缺陷产生极限氢值以下，避免造成后续锻件的氢脆现象。在本发明的实施例中，所述退火处理的温度优选为620～660℃，更优选为630～650℃，最优选为640℃；所述退火处理过程中的保温时间优选≥50h，更优选为80～110h，最优选为90～100h。
在本发明的实施例中，所述粗车过程中优选考虑调质热处理的变形与精加工余量，粗车后优选进行超声波探伤检测。
在本发明的实施例中，所述性能热处理的方法优选包括：
先进行淬火处理再进行回火处理。
在本发明的实施例中，所述淬火处理的温度优选为840～900℃，更优选为850～880℃。在本发明的实施例中，所述淬火处理过程中优选采用阶段式升温，以确保锻件芯部与表层的均匀性；所述阶段式升温的方法优选包括：
先在250～300℃保温2～5小时；
然后以低于50～70℃/h的速度升温到640℃～660℃进行保温3～6小时；
最后以尽快但低于100℃/h升温速度加热至淬火温度。
在本发明的实施例中，优选在260～290℃保温3～4小时，更优选在270～280℃保温3.5小时；优选以低于55～65℃/h的速度升温到645～655℃保温4～5小时，更优选以低于60℃/h的速度升温到650℃保温4.5小时。
在本发明的实施例中，所述淬火处理过程中的保温时间优选根据锻件的有效截面厚度确定，优选每50mm的厚度保温0.5～1.5h，更优选为0.8～1.2h，最优选为1h。
在本发明的实施例中，所述淬火处理的冷却方式优选为水冷。
在本发明的实施例中，所述淬火处理后优选马上进行回火处理。在本发明的实施例中，所述回火处理的温度优选为500～560℃，更优选为520～540℃，最优选为530℃；所述回火处理过程中的保温时间优选根据锻件的有效截面厚度确定，优选每50mm的厚度保温1～2h，更优选为1.5h。在本发明的实施例中，所述回火处理过程中优选保温结束后空冷。
本发明的实施例提供了一种飞轮转子，所述飞轮转子的材质为上述技术方案所述的高强高淬透性合金钢，或上述技术方案所述的方法制备得到的高强高淬透性合金钢。
在本发明的实施例中，所述飞轮转子的直径优选为400～2100mm，更优选为700～1600mm，最优选为1000～1400mm；所述飞轮转子的截面厚度优选≤700mm，更优选为300～560mm，最优选为350～520mm。
在本发明的实施例中，所述飞轮转子的制备方法优选包括：
将所述高强高淬透性合金钢进行机械加工至所需的产品形状尺寸，得到飞轮转子即可。
在本发明的实施例中，所述飞轮转子的制备方法工艺流程图如图1所示，包括：
根据设计的飞轮转子的化学成分，按重量采用废钢、铁合金以及其它辅料等合金原料进行备料；
将合金原料采用EBT电炉、LF炉外精炼、VD熔炼后，进行浇锭，将得到的铸锭冷却后进行电渣重熔以控制夹杂物；
将得到的电渣重熔锭热送600℃保温2～5h，以减少电渣锭退火工序，节省成本并提高生产效率；
将保温后的电渣锭加热至1230℃保温5～10h进行均匀化处理；
均匀化处理后进行锻造，始锻温度控制在1150～1250℃，铜辊V钻拔长法、JTS法等有效压实锻造技术进行锻造，锻造比≥6，达到破坏铸造组织、锻合内部缺陷并使组织均匀化的目的，终锻温度≥820℃，在保证锻件不产生低温断裂的情况下，确保晶粒细化；
将得到的锻件进行预备热处理，解决大型飞轮转子锻件锻造后，内部晶粒粗大且不均匀的问题，采用800～920℃正火处理，保温时间6～15h，随后空冷；再进行扩氢退火，退火温度620～660℃，保温时间≥50h；
预备热处理后进行粗车，随后进行淬火+高温回火的性能热处理，淬火温度控制再840～900℃，加热采用阶段式升温，确保锻件的芯部与表层的均匀性，保温时间为1h/50mm有效截面厚度，采用水冷方式进行淬火，随后马上进行500～560℃的回火热处理，保温时间为1～2h/50mm有效截面厚度，保温结束后空冷；
机械加工至产品形状尺寸的飞轮转子。
本发明实施例提供的高强高淬透性合金钢解决了大型截面飞轮芯部淬透性的难题，能够制备得到更大等效厚度截面的飞轮转子；通过调整Mn元素含量，提高了材料的淬透性，细化了组织结构，增强了材料的强度性能；微量B元素的添加，替代了部分贵重金属，降低了合金钢的成本。而且，本发明进行双相区热处理提高了晶粒度的细化效果，消除组织遗传问题；进行高温回火析出的纳米颗粒相能够提供回火抗性，使合金钢材料在高温下使用。
实施例1
将合金原料采用EBT电炉冶炼、LF炉外精炼、VD熔炼后浇锭，得到铸锭；
所述EBT电炉熔炼过程中采用中间高、下致密和上疏松的装料方式，熔化期进行提前造渣，及时吹氧，增加炉渣CaO/FeO含量，获得高碱高氧化性以除磷，出钢温度≥1650℃，不得下渣；
所述LF炉熔炼过程中采用白渣精炼，白渣以CaO-CaF2/CaO-Al2O3-SiO2为主，采用高碱度以炼制超低S合金钢；底部进行吹Ar搅拌，加速钢水成分和温度均匀化，促进夹杂物去除，成分均匀后取样进行成分分析，确保成分达到工艺要求，温度确保≥1580℃；
所述VD炉熔炼过程中的工作真空度在61Pa，确保真空除气过程中全程吹底部Ar，保证钢水沸腾状态；真空除气过程中Ar压力控制在0.2～0.5MPa，解除真空后软吹Ar压力小于0.2MPa，确保软吹时间≥10分钟；
所述浇锭过程中确保在浇铸前钢锭模进行充Ar，出钢浇铸温度在1600～1650℃。
将得到的铸锭冷却后进行剥皮等表面处理，然后进行电渣重熔，得到电渣钢锭；所述电渣重熔过程中为保护气氛电渣，采用
Figure BDA0003753016060000101
结晶器，重熔渣系以CaF2-Al2O3(65％～70％):(22％～26％)为主，适当添加MgO和CaO(1％～3％):(3％～6％)；电渣重熔前确保渣料烘烤工序到位，脱氧剂采用Al粉均匀撒在渣系上；***渣池深度以自耗电极前端中心有25～45mm凸圆台为宜；采用高电压中电流引弧，自耗电极溶解到剩余100～200mm时，进行封顶补缩；更换自耗电极在剩下100～150mm时进行，调整电流稍大于重熔电流500～900A，更换速度要快，避免电渣锭面形成渣沟，造成断裂。
将得到的电渣钢锭热送在630℃保温4小时。
将保温后的钢锭加热，加热的温度为1230℃，保温时间为6小时。
将加热后的钢锭进行锻造，始锻温度为1200℃，终锻温度为880℃，锻造比为7.5。
将锻造后的钢锭空冷至表面300℃进行正火处理，正火温度为880℃，保温时间为5小时，空冷。
将正火处理后的钢锭进行退火处理，退火处理的温度为640℃，保温时间为50小时。
将退火处理后的钢锭进行淬火，淬火温度为860℃，保温时间为5小时，水冷；所述淬火过程中进行阶段式升温：先在250～300℃保温2～5小时；然后以低于50～70℃/h的速度升温到650℃进行保温3～6小时；最后以尽快但低于100℃/h升温速度加热至淬火温度。
将淬火处理后的钢锭进行回火处理，回火温度为550℃，保温时间为23小时，炉冷。
将回火处理后的钢锭进行机械加工，得到飞轮转子，飞轮转子的外径为1650mm，高度为650mm。
按照GB/T20066和GB/T223标准，对本发明实施例1制备的飞轮转子成分进行检测，检测结果为：C：0.35wt％，Si：0.2wt％，Mn：1.3wt％，Cr：1.8wt％，Mo：0.45wt％，Ni：2.4wt％，V：0.15wt％，Nb：0.05wt％，P：0.0097wt％，S：0.005wt％，B：0.003wt％，O+H：92ppm，H：0.8ppm，余量为Fe及不可避免的杂质。
本发明实施例1制备的飞轮转子的芯部微观组织如图2所示，表面微观组织如图3所示，芯部和表面的组织均包括回火索氏体+少量贝氏体和微量的残余奥氏体，微观组织在整个截面基本一致，较为均匀，淬透性好。
实施例2
按照实施例1的方法制备得到电渣锭。
将得到的电渣锭热送在620℃保温4.5小时。
将保温后的钢锭加热，加热的温度为1250℃，保温时间为6小时。
将加热后的钢锭进行锻造，始锻温度为1200℃，终锻温度为850℃，锻造比为7.5。
将锻造后的钢锭空冷至300℃进行双相区两次正火处理，正火温度为770℃，保温时间为10小时，空冷。
将正火处理后的钢锭进行退火处理，退火处理的温度为650℃，保温时间为50小时。
将退火处理后的钢锭进行淬火，淬火温度为850℃，保温时间为5小时，水冷(循环搅拌水池内冷却)；所述淬火方法与实施例1一致。
将淬火处理后的钢锭进行回火处理，回火温度为550℃，保温时间为23小时，炉冷。
将回火处理后的钢锭进行机械加工，得到飞轮转子，飞轮转子的外径为1650mm，高度为650mm。
按照实施例1的方法，对本发明实施例2制备的飞轮转子成分进行检测，检测结果为：C：0.31wt％，Si：0.3wt％，Mn：1.2wt％，Cr：1.6wt％，Mo：0.41wt％，Ni：2.1wt％，V：0.12wt％，Nb：0.03wt％，P：0.01wt％，S：0.008wt％，B：0.0015wt％，O+H：90ppm，H：0.6ppm，余量为Fe及不可避免的杂质。
实施例3
按照实施例1的方法制备得到电渣锭。
将得到的电渣锭热送在630℃保温4小时，冷却后锯切扒皮。
将保温后的钢锭加热，加热的温度为1250℃，保温时间为6小时。
将加热后的钢锭进行锻造，始锻温度为1200℃，终锻温度为850℃，锻造比为8.0。
将锻造后的钢锭空冷至300℃进行两次正火处理，正火温度分别为900℃和870℃，保温时间为10小时，空冷。
将正火处理后的钢锭进行退火处理，退火处理的温度为650℃，保温时间为50小时。
将退火处理后的钢锭进行淬火，淬火温度为850℃，保温时间为5小时，水冷(循环搅拌水池内冷却)；所述淬火方法与实施例1一致。
将淬火处理后的钢锭进行回火处理，回火温度为550℃，保温时间为25小时，炉冷。
将回火处理后的钢锭进行机械加工，得到飞轮转子，飞轮转子的外径为1650mm，高度为650mm。
按照实施例1的方法，对本发明实施例3制备的飞轮转子成分进行检测，检测结果为：C：0.32wt％，Si：0.25wt％，Mn：1.0wt％，Cr：2.0wt％，Mo：0.6wt％，Ni：3.0wt％，V：0.18wt％，Nb：0.065wt％，P：0.01wt％，S：0.008wt％，B：0.002wt％，O+H：96ppm，H：0.9ppm，余量为Fe及不可避免的杂质。
对比例1
将合金原料采用电弧炉冶炼、炉外精炼，真空除气和真空浇注，得到30Cr2Ni4MoV钢锭；
将所述钢锭加热，加热的温度为1250℃，保温时间为4小时；
将加热后的钢锭进行锻造，始锻温度为1200℃，终锻温度为900℃，锻造比为6。
将锻造后的钢锭进行正火处理，正火温度分别为900℃，保温时间为8小时，空冷至表面温度为200℃；
将空冷后的钢锭进行回火处理，回火处理的温度为580℃，保温时间为10小时；
将回火处理后的钢锭进行淬火，淬火温度为850℃，保温时间为5小时，水冷；
将淬火处理后的钢锭进行回火处理，回火温度为540℃，保温时间为20小时，炉冷至250℃出炉；
将出炉后的钢锭进行机械加工，得到飞轮转子，飞轮转子的外径为1650mm，高度为550mm。
性能检测
对本发明实施例和对比例制备的飞轮转子在芯部取样进行性能检测，拉伸试验按照GB/T 228标准检测，冲击功试验按照GB/T 229标准检测，检测结果如下：
Figure BDA0003753016060000131
Figure BDA0003753016060000141
本发明实施例提供的高强高淬透性合金钢解决了大型截面飞轮芯部淬透性的难题，能够制备得到更大等效厚度截面的飞轮转子；通过调整Mn元素含量，提高了材料的淬透性，细化了组织结构，增强了材料的强度性能；微量B元素的添加，替代了部分贵重金属，降低了合金钢的成本。而且，本发明进行双相区热处理提高了晶粒度的细化效果，消除组织遗传问题；进行高温回火析出的纳米颗粒相能够提供回火抗性，使合金钢材料在高温下使用。
虽然已参考本发明的特定实施例描述并说明本发明，但是这些描述和说明并不限制本发明。所属领域的技术人员可清晰地理解，在不脱离如由所附权利要求书定义的本发明的真实精神和范围的情况下，可进行各种改变，以使特定情形、材料、物质组成、物质、方法或过程适宜于本申请的目标、精神和范围。所有此类修改都意图在此所附权利要求书的范围内。虽然已参考按特定次序执行的特定操作描述本文中所公开的方法，但应理解，可在不脱离本发明的教示的情况下组合、细分或重新排序这些操作以形成等效方法。因此，除非本文中特别指示，否则操作的次序和分组并非本申请的限制。

Claims (10)

1.一种高强高淬透性合金钢，化学成分按重量百分比为：
C：0.20～0.40wt％，
Si：0.10～0.35wt％，
Mn：1.00～2.00wt％，
Ni：1.0～3.4wt％，
Cr：1.50～3.0wt％，
Mo：0.20～0.60wt％，
V：0.05～0.25wt％，
Nb：0.025～0.065wt％，
B：0.0005～0.005wt％，
O和N的总重量百分比：＜0.010wt％，
H：＜0.0001wt％，
Cu：≤0.10wt％，
Al：≤0.10wt％，
Ti：≤0.01wt％，
余量为Fe及不可避免的杂质。
2.一种权利要求1所述的高强高淬透性合金钢的制备方法，包括：
将合金原料熔炼后浇锭，再进行电渣重熔后保温，得到第一中间产品；
将所述第一中间产品进行均匀化处理，得到第二中间产品；
将所述第二中间产品进行锻造，得到第三中间产品；
将所述第三中间产品进行预备热处理，得到第四中间产品；
将所述第四中间产品粗车后进行性能热处理，得到高强高淬透性合金钢。
3.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述熔炼的方法包括：
依次采用EBT电炉熔炼、LF炉精炼和VD炉熔炼。
4.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述保温的温度为580～650℃，所述保温的时间为2～5h。
5.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述均匀化处理的温度为1200～1250℃，所述均匀化处理的时间为5～10h。
6.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，所述锻造过程中的始锻温度为1150～1250℃，终锻温度≥820℃，锻造比≥6。
7.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，所述预备热处理的方法包括：
先进行正火处理再进行退火处理；
所述正火处理的温度为800～920℃，所述正火处理的保温时间为6～15h，所述正火处理过程中进行空冷；
所述退火处理的温度为620～660℃，所述退火处理的保温时间≥50h。
8.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，所述性能热处理的方法包括：
先进行淬火处理再进行回火处理；
所述淬火处理的温度为840～900℃，所述淬火处理过程中采用阶段式升温，所述淬火处理的冷却方式为水冷；
所述回火处理的温度为500～560℃，所述回火处理过程中进行空冷。
9.一种飞轮转子，所述飞轮转子的材质为权利要求1所述的高强高淬透性合金钢，或权利要求2所述的方法制备得到的高强高淬透性合金钢。
10.根据权利要求9所述的飞轮转子，其特征在于，所述飞轮转子的直径为400～2100mm，截面厚度≤700mm。
CN202210854988.2A 2022-07-19 2022-07-19 一种高强高淬透性合金钢及其制备方法和应用 Pending CN115094333A (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202210854988.2A CN115094333A (zh) 2022-07-19 2022-07-19 一种高强高淬透性合金钢及其制备方法和应用

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202210854988.2A CN115094333A (zh) 2022-07-19 2022-07-19 一种高强高淬透性合金钢及其制备方法和应用

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN115094333A true CN115094333A (zh) 2022-09-23

Family

ID=83299766

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202210854988.2A Pending CN115094333A (zh) 2022-07-19 2022-07-19 一种高强高淬透性合金钢及其制备方法和应用

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN115094333A (zh)

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS552785A (en) * 1979-01-16 1980-01-10 Sumitomo Metal Ind Ltd Manufacture of high tensile steel excellent in delayed crackableness
JPH05117748A (ja) * 1991-10-25 1993-05-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度電縫鋼管の製造方法
CN104328359A (zh) * 2014-11-04 2015-02-04 钢铁研究总院 高韧性易旋压易焊接超高强度d506a钢及制备方法
CN104532154A (zh) * 2014-04-28 2015-04-22 如皋市宏茂重型锻压有限公司 高硬度高抛光预硬化塑胶模具钢及其制备工艺
CN105189798A (zh) * 2013-03-14 2015-12-23 新日铁住金株式会社 耐延迟断裂特性和低温韧性优异的高强度钢板、和使用其制造的高强度构件
CN110016619A (zh) * 2019-05-28 2019-07-16 营口市特殊钢锻造有限责任公司 一种矿用高强度耐磨材料及其制备方法
CN113322420A (zh) * 2020-02-28 2021-08-31 宝山钢铁股份有限公司 一种具有优异低温冲击韧性的控制屈强比钢及其制造方法
CN113430337A (zh) * 2021-05-28 2021-09-24 大冶特殊钢有限公司 一种h13圆钢整体调质热处理方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS552785A (en) * 1979-01-16 1980-01-10 Sumitomo Metal Ind Ltd Manufacture of high tensile steel excellent in delayed crackableness
JPH05117748A (ja) * 1991-10-25 1993-05-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度電縫鋼管の製造方法
CN105189798A (zh) * 2013-03-14 2015-12-23 新日铁住金株式会社 耐延迟断裂特性和低温韧性优异的高强度钢板、和使用其制造的高强度构件
CN104532154A (zh) * 2014-04-28 2015-04-22 如皋市宏茂重型锻压有限公司 高硬度高抛光预硬化塑胶模具钢及其制备工艺
CN104328359A (zh) * 2014-11-04 2015-02-04 钢铁研究总院 高韧性易旋压易焊接超高强度d506a钢及制备方法
CN110016619A (zh) * 2019-05-28 2019-07-16 营口市特殊钢锻造有限责任公司 一种矿用高强度耐磨材料及其制备方法
CN113322420A (zh) * 2020-02-28 2021-08-31 宝山钢铁股份有限公司 一种具有优异低温冲击韧性的控制屈强比钢及其制造方法
CN113430337A (zh) * 2021-05-28 2021-09-24 大冶特殊钢有限公司 一种h13圆钢整体调质热处理方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
雷廷权等: "《金属热处理工艺方法500种》", 31 October 1998, 机械工业出版社 *

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN109161658B (zh) 一种风力发电机主轴轴承用钢及其生产方法
CN108220766B (zh) 一种Cr-V系热作模具钢及其制备方法
CN103014526A (zh) 一种阀体用马氏体不锈钢及其制造方法
CN103774049B (zh) 高韧性高耐磨高铬莱氏体冷作模具钢及其制备方法
CN114411043B (zh) 一种大型热锻热作模具钢的制备方法
CN101649419B (zh) 一种高性能冷挤压模具钢及其冶金制造方法
CN107130172B (zh) 布氏硬度400hbw级整体硬化型高韧性易焊接特厚耐磨钢板及其制造方法
CN116287941B (zh) 一种高强度风电螺栓用钢的生产方法
CN102864383B (zh) 一种低合金钢
CN107326304A (zh) 一种TMCP型屈服500MPa级桥梁钢板及生产方法
WO2021208181A1 (zh) 一种低温高韧高温高强及高淬透性热模钢及制备技术
CN113046641A (zh) 一种低钒含氮热作模具钢及其制备方法
CN113462989A (zh) 矿山格子型球磨机用铌微合金化高锰钢衬板及制备方法
CN105603303B (zh) 一种高强度超厚钢板
CN116426827A (zh) 一种适用于半自磨机衬板用的铸造复相钢材料及其制备方法
CN114807744B (zh) 一种挖掘机引导轮外轮圈用钢及其制造方法
CN113462951B (zh) 一种超高强度、高韧性合金钢的制备方法
CN111996436B (zh) 大型挖掘机斗齿及其制备方法
CN112281053B (zh) 一种SiMnCrNiMo系低碳马氏体钢、钻机吊环及其制造方法
CN115094333A (zh) 一种高强高淬透性合金钢及其制备方法和应用
CN115537642B (zh) 过共晶高铬铸铁初生碳化物细化方法
CN111074169A (zh) 一种贝氏体超高强耐磨钢板及其生产方法
CN114807558B (zh) 一种矿山钻头用ex50v圆钢的生产方法
CN115747647B (zh) 一种高耐磨性、抗热处理变形直线导轨用钢及其制备方法
CN113444978B (zh) 一种超高强度钢的制备方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination