专利名称：一种超高碳低合金复相钢及其制造方法
技术领域：
本发明是涉及金属材料领域，特别涉及一种超高碳低合金空冷珠光体/贝氏体复相钢及其制造方法。
背景技术：
对于超高碳钢来说，其含碳量在1.0～2.1wt％，超过了传统高碳钢的含碳量。此类钢属于过共析钢，其铸锭组织由珠光体团以及围绕珠光体团的网状、层状碳化物组成。采用传统工艺，此类钢种的组织相当粗大，因此塑性很差，从而长期被工业应用所忽视。为了使超高碳钢获得比较优异的性能，从20世纪70年代中期到现阶段，斯坦福大学的Sherby、美国Lawrence Livemore国家实验室、日本和中国等国的材料研究者相继开发了使超高碳钢组织超细化的一系列工艺。这些工艺分为三大类(张振忠，赵芳霞“超细晶超高碳钢研究现状及展望”《铸造技术》Vol.25，No.10，2004799～802)形变热处理、普通热处理和粉末冶金。其中①形变热处理是通过塑性变形与相变相结合实现超高碳钢组织细化的一类方法。该类方法涉及的工艺包括高温形变热处理工艺、等温形变热处理工艺、温加工工艺、低温形变热处理工艺和离异共析转变工艺等。这些工艺过程都比较复杂、工序多、能耗高、成本高，有的工艺对设备的要求也相当高，因此这些超细晶化工艺难以使超高碳钢工业化、规模化。②普通热处理工艺包括循环淬火、球化退火+淬火+回火和淬火十回火。此类工艺虽然比较简单，但周期长，对温度的控制要求高，而且对超高碳钢的成分如碳含量有一定限制。③粉末冶金工艺是将制备的超细晶超高碳钢粉末置于热等静压机中，升温至烧结温度后加压，使其致密化至理论密度而获得块体超细晶超高碳钢的方法。与其它工艺相比该工艺特别适用于含碳高于2.1wt％的铁基合金的制备。但存在生产成本高，模具费用大，对制品的尺寸和形状有限制等问题。中国专利CN01126952.9则利用喷射成形工艺使得所发明的超高碳钢组织(C1.0～1.8，Si0.5～3.5，Cr0.5～2.0，Mn0.2～0.7)中避免了无晶界网状碳化物的出现，且晶粒呈等轴状，分布均匀。中国专利CN02136305.6采用等温锻造工艺将由前专利得到的喷射成形超高碳钢坯体进行致密化，不过该工艺路线虽然比Sherby等人(张振忠，赵芳霞，“超细晶超高碳钢研究现状及展望”，《铸造技术》，Vol.25，No.10，2004799～802)采用的工序明显简化，但需要使用昂贵的等温锻造设备，且生产率低，因而在应用范围和生产规模上仍然受到限制。中国专利CN02150879.8为了能使超高碳钢实现规模化生产，采用喷射成形十大变形热轧工艺，使超高碳钢喷射成形坯体致密化，抗拉强度最高达1300MPa。不过该超高碳钢钢种组织以珠光体团为主，它无法满足要求高硬度高耐磨性的场合。而且当热加工温度较低时，易出现石墨化等现象(罗光敏等，“超高碳钢石墨化的热力学分析及研究”，《材料热处理学报》Vol25，200442～45)，因为石墨化对材料的组成和工艺很敏感，若工艺采取不当，超高碳钢会有石墨生成。一旦石墨形成，将很难通过热处理将其消除，而且它的存在将对钢的性能产生很大的不利影响。
发明内容
本发明的目的是提出一种超高碳低合金空冷珠光体/贝氏体复相钢，其组织为贝氏体或珠光体/贝氏体组织，具有较高的空冷淬透性及淬硬性，同时避免出现晶界网状碳化物、晶粒粗大和现有超高碳钢中易出现石墨化等问题。这类钢种能在空冷条件下就能得到贝氏体组织或者珠光体/贝氏体复相组织，免除淬火工序或等温淬火工序，从而减轻超高碳钢变形、开裂、氧化与脱碳等缺陷造成的危害。
为达到上述目的，本发明的技术方案是一种超高碳低合金复相钢，其成分质量百分比为C 1.20～2.10Si1.00～3.00Mn2.00～4.00Cr0.50～2.00Mo0.30～0.80V 0.03～0.15
B0.0005～0.005其余为Fe和不可避免杂质。
本发明的超高碳低合金复相钢还可添加合金元素Al 1.6～6.0，按质量百分比计。
又，还可加入Ti、Nb或RE中的一个或一个以上，其中，Ti 0.015～0.05，Nb 0.03～0.15RE 0.02～0.10，按质量百分比计。
本发明的超高碳低合金复相钢的制造方法，包括喷射成形+冷却，其中喷射成形过程包括如下步骤1)将超高碳低合金钢母合金料放入感应炉内加热，使之熔化；2)在高于熔点100～250℃温度下保持一段时间，使熔体的温度和成分达到均匀；3)用高压惰性气体(氮气或氩气)向熔体喷射，使熔体雾化成细小液滴，细小液滴飞行并沉积在收集基板上，冷却凝固并形成块体；喷射成形的其他工艺参数选择如下导液管直径是4～5mm，雾化气体压力2.0～2.6MPa，喷射距离340～400mm，气体/熔液流量比(G/M)为0.40～0.60m3/kg。
进一步，在喷射成形后进行热锻，然后再冷却；其中，热锻加热温度选择在950～1200℃温度范围；热锻加热保温时间t＝d×(1.0～2.0)min/mm(d为轧制样品的厚度)；锻造比≥9。
又，本发明的超高碳低合金复相钢制造方法在喷射成形后进行热轧，然后再冷却；其中，热轧加热温度选择在950～1200℃温度范围；热轧加热保温时间t＝d×(1.0～2.0)min/mm(d为轧制样品的厚度)；热轧压下量为50～80％。
所述的冷却的冷却速度≥4℃/min，包括空冷。
本发明通过C、Si、Mn、Cr、Mo、V和B等合金元素的成分优化和调整，使钢具有高的空冷淬透性及淬硬性，易得到贝氏体组织，同时避免出现现有超高碳钢中易石墨化问题。
本发明在制造过程中可以根据需要选择是否将复相钢块体进行热加工(热轧或热锻)。
合金元素的成分优化和调整的原则是碳，1.20～2.10wt％，满足超高碳钢的定义范围。
硅，超高碳钢中加入硅，可以提高相变点A1温度，抑制渗碳体等碳化物的粗化。它作为铁素体形成元素，溶入铁素体起到固溶强化作用，并改善超高碳钢的超塑性。同时硅可以提高钢的淬透性。它具有强石墨化作用，从而使钢在空冷过程中容易形成无碳贝氏体，提高钢的强韧性。本发明硅的选择范围为1.00～3.00wt％。硅含量过高，容易促进石墨化，同时钢的性能更加变差。硅含量过低，则使钢的超塑性性能降低。
锰，作为最廉价的合金元素之一，它可以使钢的C曲线向右推移，强烈增加淬透性，有利于空冷条件下贝氏体的形成。它也是反石墨化元素，可以抑制因加入的硅造成的石墨化。本发明锰的选择范围为2.00～4.00wt％。锰含量低于2％，不能抑制石墨化。高于4％时钢中易形成脆性相，恶化性能。
铬，是碳化物形成元素，可以推迟珠光体转变。超高碳钢中添加铬的目的在于抑制石墨化及稳定组织，提高超塑性。铬与锰配合可获得更高的淬硬性、淬透深度。本发明铬含量的选择范围是0.50～2.00wt％。铬含量不能太高，否则材料加工、成形性变差。
含钼量的选择原则是促使贝氏体的形成，但不能过量而生成碳化物。因此本发明钼的含量选择在0.30～0.80wt％范围。
钒的加入可进一步细化形成贝氏体钢的显微组织，提高钢的耐磨性。本发明钒的含量控制在0.03～0.15wt％范围内。钒太高组织会形成大量碳化物，而使基体中碳含量降低，以致基体强度减小。
硼元素，是使超高碳钢获得贝氏体组织，提高贝氏体淬透性的主要元素。本发明中硼的含量控制在0.0005～0.005wt％范围内。
1.喷射成形工艺的作用，是使超高碳钢获得均匀等轴细晶粒组织。由于凝固冷却速度快，超高碳钢珠光体转变延迟，有利形成贝氏体。同时组织中晶界不会出现连续的网状碳化物，只存在不连续分布的细小碳化物，并避免出现偏析。当过热度过高时，在沉积过程中存在未凝固液滴里就有可能会出现影响材料性能的网状碳化物。如果过热度太低时，会使沉积的坯内孔洞增多。总之，在喷射成形过程中，控制钢液的过热度是关因素之一。本发明采用的过热度为高于钢的熔点温度100～250℃。
2.热轧或热锻。通过热轧或热锻工艺，可以达到两个目的一方面，可以使喷射成形坯体致密化，密度接近理论密度。虽然喷射成形使得钢中无偏析，组织均匀细小，但是通过喷射成形工艺制得的材料本身并不是完全致密的，存在一定数量的孔洞，因此必须使材料达到致密。另一方面，由于喷射成形的雾化过程中，不可避免地出现大尺寸液滴，大液滴在沉积过程中因为冷却速度稍慢会出现网状碳化物。这些网状碳化物的存在会影响材料的性能，因此必须运用热加工的方法将其去除或粉碎。要达到这两个目的，必须严格控制热轧或热锻的温度和变形量。本发明所用的热轧或热锻加热温度为950℃～1100℃，保温时间遵循t＝d×1.0～2.0min/mm(d为轧制样品的厚度)。始轧(锻)温度为950～1000℃。终轧(锻)温度控制在850～900℃。为了使材料能够达到致密，热轧每道次压下量控制在50～80％之间或热锻锻造比≥9。
本发明的有益效果本发明提出的一种超高碳珠光体/贝氏体复相钢。它是以珠光体/贝氏体为主复相空冷组织钢，具有高的空冷淬透性及淬硬性，同时避免出现石墨化。采用喷射成形工艺或喷射成形+热锻轧工艺使钢中避免出现晶界网状碳化物、晶粒粗大，同时能得到组织细化、分布均匀的组织。本发明的钢种既能在喷射成形态使用，也可在喷射成形+热锻/热轧状态使用，免除了淬火工序或等温淬火工序，从而减轻了超高碳钢变形、开裂、氧化与脱碳等缺陷造成的危害，同时还可使工艺流程缩短、生产成本与能源消耗降低。
图1为本发明实施例的超高碳钢母合金铸态的金相显微组织照片(×100)；图2为本发明实施例的超高碳钢母合金铸态的金相显微组织照片(×1000)；图3为本发明实施例的超高碳低合金复相钢喷射成形态的金相显微组织照片(×1000)；
图4为本发明实施例的超高碳低合金复相钢喷射成形态的显微组织扫描电镜照片(×5000)；图5为本发明实施例的超高碳低合金复相钢经喷射成形+热锻工艺处理后的金相显微组织照片(×1000)。
具体实施例方式
实施例1采用非真空感应炉熔炼的超高碳钢母合金成分(wt％)是C1.26，Si3.00，Mn2.94，Cr1.55，Mo0.50，V0.11，B0.0035。母合金铸态的金相显微组织如图1、图2所示。
喷射成形或喷射成形+热锻或热轧。
喷射成形操作过程是将母合金料(铸棒)放入感应炉内加热熔化；在1530℃左右温度下保持一段时间(过热度为150℃)，使熔体的温度和成分达到均匀；然后用高压氮气向熔体喷射，使之雾化成细小液滴，飞行并沉积在收集基板上，完成凝固并形成块体。喷射过程中使用的导液管直径是4.3mm，雾化氮气压力2.4MPa，喷射距离355mm，基板旋转速度为12rpm，气体/熔液流量比(G/M)约为0.50m3/kg。块体组织如图3、图4所示。
由于喷射成形后，钢中存在一定量的疏松或孔洞，因此采用热锻使其进一步致密化。热锻采用的工艺是将工件放入用重油加热的炉中，在1140℃温度加热保温0.5小时后锻造，始锻温度1100℃，终锻温度900℃，锻造比≥9，锻造后空冷。其组织如图5所示。所得到的超高碳低合金复相钢显微组织特征是被珠光体组织包围的贝氏体组织。相应的力学性能如表1所示。可知所得超高碳低合金复相钢的强度可达1700MPa，硬度也相当高，高达600HV30，使钢的耐磨性大大提高，同时钢中残余奥氏体量比较很少，表明该钢种具有高淬透性。表1说明超高碳低合金复相钢的力学性能。
实施例2采用非真空感应炉熔炼的超高碳钢母合金成分(wt％)是C1.20，Si2.98，Mn2.32，Cr1.52，Mo0.51，V0.10，B0.0030。母合金铸态的金相显微组织与实施例1的母合金铸态显微组织相似。
喷射成形或喷射成形+热锻。
喷射成形操作过程是将母合金料(铸棒)放入感应炉内加热熔化；在1540℃左右温度下保持一段时间(过热度为155℃)，使熔体的温度和成分达到均匀；然后用高压氮气向熔体喷射，使之雾化成细小液滴，飞行并沉积在收集基板上，完成凝固并形成块体。喷射过程中使用的导液管直径是4.2mm，其他喷射成形工艺参数同实施例1。由于喷射成形后，钢中存在一定量的疏松或孔洞，因此采用热锻使其进一步致密化。采用与实施例1相同的热锻工艺，所得到的显微组织显微组织特征是被珠光体组织包围的贝氏体组织。相应的力学性能如表1所示。
实施例3采用非真空感应炉熔炼的超高碳钢母合金成分(wt％)是C1.25，Si2.95，Mn3.52，Cr1.53，Mo0.52，V0.11，B0.0035。母合金铸态的金相显微组织与实施例1的母合金铸态显微组织相似。
喷射成形或喷射成形+热轧。
喷射成形操作过程是将母合金料(铸棒)放入感应炉内加热熔化；在1520℃左右温度下保持一段时间(过热度为150℃)，使熔体的温度和成分达到均匀；然后用高压氮气向熔体喷射，使之雾化成细小液滴，飞行并沉积在收集基板上，完成凝固并形成块体。其他喷射成形工艺参数同实施例1。
由于喷射成形后，钢中存在一定量的疏松或孔洞，因此采用热轧使其进一步致密化。从喷射成形坯体上用线切割制取宽21mm、厚20mm、长85mm条形试样，并将前端制成楔形，以便轧制时咬入。
将上述试样放入箱式电阻炉中加热到1050℃，保温20分钟；取出试样后立即送入最大轧制力为3000kN的热轧机进行轧制。从试样取出到轧制，试样温度下降幅度为40～80℃之间(由红外温度测试仪测定)。轧机轧辊直径为370mm，转速20转/分钟。将试样从20mm厚一道次轧到6mm厚，压下量为70％。所得到的显微组织显微组织特征是被珠光体组织包围的贝氏体组织。相应的力学性能如表1所示。
实施例4采用非真空感应炉熔炼的超高碳钢母合金成分(wt％)是C1.81，Si2.00，Mn2.94，Cr1.50，Mo0.30，V0.04，B0.0030，Al2.0，Ti0.05，Nb0.15。母合金铸态的金相显微组织与实施例1的母合金铸态显微组织相似。
喷射成形或喷射成形+热锻。
喷射成形操作过程是将母合金料(铸棒)放入感应炉内加热熔化；在1470℃左右温度下保持一段时间(过热度为150℃)，使熔体的温度和成分达到均匀；然后用高压氮气向熔体喷射，使之雾化成细小液滴，飞行并沉积在收集基板上，完成凝固并形成块体。喷射过程中使用的导液管直径是4.5mm，其他喷射成形工艺参数同实施例1。由于喷射成形后，钢中存在一定量的疏松或孔洞，因此采用热锻使其进一步致密化。采用与实施例1相同的热锻工艺，所得到的显微组织显微组织特征是被珠光体组织包围的贝氏体组织。相应的力学性能如表1所示。
实施例5采用非真空感应炉熔炼的超高碳钢母合金成分(wt％)是C1.31，Si1.50，Mn2.81，Cr2.00，Mo0.73，V0.05，B0.0023，Al4.0，Ti0.04，RE0.10。母合金铸态的金相显微组织与实施例1的母合金铸态显微组织相似。
喷射成形或喷射成形+热轧。
喷射成形操作过程是将母合金料(铸棒)放入感应炉内加热熔化；在1550℃左右温度下保持一段时间(过热度为150℃)，使熔体的温度和成分达到均匀；然后用高压氮气向熔体喷射，使之雾化成细小液滴，飞行并沉积在收集基板上，完成凝固并形成块体。其他喷射成形工艺参数同实施例1。
由于喷射成形后，钢中存在一定量的疏松或孔洞，因此采用热轧使其进一步致密化。从喷射成形坯体上用线切割制取宽21mm、厚20mm、长85mm条形试样，并将前端制成楔形，以便轧制时咬入。
将上述试样放入箱式电阻炉中加热到1050℃，保温20分钟；取出试样后立即送入最大轧制力为3000kN的热轧机进行轧制。热轧工艺参数同实施例3。所得到的显微组织显微组织特征是被珠光体组织包围的贝氏体组织。相应的力学性能如表1所示。
实施例6采用非真空感应炉熔炼的超高碳钢母合金成分(wt％)是C1.53，Si2.76，Mn3.01，Cr1.42，Mo0.55，V0.15，B0.0043，Nb0.09，RE0.10。母合金铸态的金相显微组织与实施例1的母合金铸态显微组织相似。
喷射成形或喷射成形+热轧。
喷射成形操作过程是将母合金料(铸棒)放入感应炉内加热熔化；在1500℃左右温度下保持一段时间(过热度为150℃)，使熔体的温度和成分达到均匀；然后用高压氮气向熔体喷射，使之雾化成细小液滴，飞行并沉积在收集基板上，完成凝固并形成块体。喷射过程中使用的导液管直径是4.5mm，其他喷射成形工艺参数同实施例1。
由于喷射成形后，钢中存在一定量的疏松或孔洞，因此采用热轧使其进一步致密化。从喷射成形坯体上用线切割制取宽21mm、厚20mm、长85mm条形试样，并将前端制成楔形，以便轧制时咬入。
将上述试样放入箱式电阻炉中加热到1050℃，保温20分钟；取出试样后立即送入最大轧制力为3000kN的热轧机进行轧制。热轧工艺参数同实施例3。所得到的显微组织显微组织特征是被珠光体组织包围的贝氏体组织。相应的力学性能如表1所示。
实施例7采用非真空感应炉熔炼的超高碳钢母合金成分(wt％)是C1.28，Si2.87，Mn3.68，Cr1.63，Mo0.50，V0.10，B0.0005，Ti0.015，Nb0.03，RE0.02。母合金铸态的金相显微组织与实施例1的母合金铸态显微组织相似。
喷射成形或喷射成形+热轧。
喷射成形操作过程是将母合金料(铸棒)放入感应炉内加热熔化；在1520℃左右温度下保持一段时间(过热度为150℃)，使熔体的温度和成分达到均匀；然后用高压氮气向熔体喷射，使之雾化成细小液滴，飞行并沉积在收集基板上，完成凝固并形成块体。其他喷射成形工艺参数同实施例1。
由于喷射成形后，钢中存在一定量的疏松或孔洞，因此采用热轧使其进一步致密化。从喷射成形坯体上用线切割制取宽21mm、厚20mm、长85mm条形试样，并将前端制成楔形，以便轧制时咬入。
将上述试样放入箱式电阻炉中加热到1050℃，保温20分钟；取出试样后立即迭入最大轧制力为3000kN的热轧机进行轧制。热轧工艺参数同实施例3。所得到的显微组织显微组织特征是被珠光体组织包围的贝氏体组织。相应的力学性能如表1所示。
实施例8采用非真空感应炉熔炼的超高碳钢母合金成分(wt％)是C1.32，Si1.50，Mn4.00，Cr1.23，Mo0.43，V0.14，B0.0008，Al6.0，Ti0.015，Nb0.13，RE0.03。母合金铸态的金相显微组织与实施例1的母合金铸态显微组织相似。
喷射成形或喷射成形+热锻。
喷射成形操作过程是将母合金料(铸棒)放入感应炉内加热熔化；在1530℃左右温度下保持一段时间(过热度为150℃)，使熔体的温度和成分达到均匀；然后用高压氮气向熔体喷射，使之雾化成细小液滴，飞行并沉积在收集基板上，完成凝固并形成块体。喷射过程中使用的导液管直径是4.3mm，其他喷射成形工艺参数同实施例1。由于喷射成形后，钢中存在一定量的疏松或孔洞，因此采用热锻使其进一步致密化。采用与实施例1相同的热锻工艺，所得到的显微组织显微组织特征是被珠光体组织包围的贝氏体组织。相应的力学性能如表1所示。
实施例9采用非真空感应炉熔炼的超高碳钢母合金成分(wt％)是C2.10，Si1.00，Mn2.05，Cr0.58，Mo0.80，V0.03，B0.0050，Al1.6，Ti0.050，RE0.10。母合金铸态的金相显微组织与实施例1的母合金铸态显微组织相似。
喷射成形或喷射成形+热锻。
喷射成形操作过程是将母合金料(铸棒)放入感应炉内加热熔化；在1470℃左右温度下保持一段时间(过热度为150℃)，使熔体的温度和成分达到均匀；然后用高压氮气向熔体喷射，使之雾化成细小液滴，飞行并沉积在收集基板上，完成凝固并形成块体。喷射过程中使用的导液管直径是4.5mm，其他喷射成形工艺参数同实施例1。由于喷射成形后，钢中存在一定量的疏松或孔洞，因此采用热锻使其进一步致密化。采用与实施例1相同的热锻工艺，所得到的显微组织显微组织特征是被珠光体组织包围的贝氏体组织。相应的力学性能如表1所示。
表1
表2
权利要求
1.一种超高碳低合金复相钢，其成分质量百分比为，C 1.20～2.10Si1.00～3.00Mn2.00～4.00Cr0.50～2.00Mo0.30～0.80V 0.03～0.15B 0.0005～0.005其余为Fe和不可避免杂质。
2.如权利要求1所述的超高碳低合金复相钢，其特征是，还添加合金元素Al1.6～6.0，按质量百分比计。
3.如权利要求1所述的超高碳低合金复相钢，其特征是，还加入Ti、Nb或RE中的一个或一个以上，其中，Ti 0.015～0.05，Nb 0.03～0.15，RE0.02～0.10，按质量百分比计。
4.一种如权利要求1所述的超高碳低合金复相钢的制造方法，包括喷射成形+冷却，其中喷射成形过程包括如下步骤1)将超高碳低合金钢母合金料放入感应炉内加热，使之熔化；2)在高于熔点100～250℃温度下保持一段时间，使熔体的温度和成分达到均匀；3)用高压惰性气体(氮气或氩气)向熔体喷射，使熔体雾化成细小液滴，细小液滴飞行并沉积在收集基板上，冷却凝固并形成块体；喷射成形的其他工艺参数选择如下导液管直径是4～5mm，雾化气体压力2.0～2.6MPa，喷射距离340～400mm，气体/熔液流量比(G/M)为0.40～0.60m3/kg。
5.如权利要求4所述的超高碳低合金复相钢的制造方法，其特征是，喷射成形后进行热锻，然后再冷却；其中，热锻加热温度选择在950～1200℃温度范围；热锻加热保温时间t＝d×(1.0～2.0)min/mm(d为轧制样品的厚度)；锻造比≥9。
6.如权利要求4所述的超高碳低合金复相钢的制造方法，其特征是，喷射成形后进行热轧，然后再冷却；其中，热轧加热温度选择在950～1200℃温度范围；热轧加热保温时间t＝d×(1.0～2.0)min/mm(d为轧制样品的厚度)；热轧压下量为50～80％。
7.如权利要求4或5或6所述的超高碳低合金复相钢的制造方法，其特征是，所述冷却的冷却速度≥4℃/min。
全文摘要
一种超高碳低合金复相钢，其成分质量百分比为，C 1.20～2.10、Si1.00～3.00、Mn 2.00～4.00、Cr 0.50～2.00、Mo 0.30～0.80、V 0.03～0.15、B0.0005～0.005、其余为Fe和不可避免杂质。本发明的超高碳低合金复相钢的制造方法是喷射成形+空冷或喷射成形+热锻、热轧+空冷。其中喷射成形包括如下步骤将超高碳低合金钢母合金料放入感应炉内加热，使之熔化；在高于熔点100～250℃温度下保持一段时间，使熔体的温度和成分达到均匀；用高压惰性气体(氮气或氩气)向熔体喷射，使熔体雾化成细小液滴，细小液滴飞行并沉积在收集基板上，冷却凝固并形成块体。
文档编号C22C33/00GK1940112SQ20051003029
公开日2007年4月4日 申请日期2005年9月30日 优先权日2005年9月30日
发明者周灿栋, 樊俊飞, 乐海荣, 金冰忠 申请人:宝山钢铁股份有限公司