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生产检验中发现DC01钢断后伸长率不合格。介绍了DC01钢的生产工艺流程,对断后伸长率不合格的DC01钢试样进行化学成分、夹杂物和金相组织分析。结果表明:DC01断后伸长率不合格的主要原因是金相组织中渗碳体含量多,且呈链状和聚集状,钢中夹杂物也会引起断后伸长率不合格,提出了解决问题的措施。     

Q345B钢板伸长率不合格的原因分析

在Q345B钢板的实际生产中,出现批量厚板性能不合格的情况。利用晶相分析、SEM观察等手段对炼钢、热轧过程及不合格卷进行了分析,发现断后伸长率不合格与钢板金相组织不均和夹杂物有关。钢中存在的带状组织对断后伸长率影响较小,但改善带状组织有利于改善钢卷的塑性。     

Q235B中厚板伸长率不合格原因分析

针对Q235B中厚板在拉伸试验中出现的断后伸长率不合格问题,利用扫描电镜、金相显微镜等分析手段对拉伸试样宏观断口、断口微观形貌及金相组织进行观察与分析。分析结果表明,中厚板中的非金属夹杂物、不均匀的带状组织和内应力是导致钢板断后伸长率不合格的主要原因,并就此提出一系列的工艺改进与优化措施,有效地解决了伸长率不合格的问题。     

球墨铸铁管断后伸长率不合格原因分析

对球墨铸铁管断后伸长率不合格的现象,采用化学成分测定、宏观检验及显微组织分析方法分析各因素对断后伸长率的影响。研究表明,原材料化学成分和生产工艺控制不当使球墨铸铁管金相组织出现球化不良和石墨漂移现象,这也是导致球墨铸铁管断后伸长率不合格的主要原因。     

Q235B热轧厚钢板力学性能不合格原因分析与控制

针对大量Q235B钢板出现冲击吸收功和断后伸长率不合格的现象,采用金相显微镜对组织进行观察分析,结果表明,组织中珠光体沿晶界呈条状分布,同时伴有异常长大的铁素体导致晶粒大小不均匀的现象。轧钢工艺验证试验表明,适当提高终轧温度可获得正常的稳态组织,能有效改善Q235B钢板冲击吸收功和断后伸长率不合格的现象,对现场实际生产具有重要的指导意义。     

6082铝合金铸棒力学性能研究

针对某批6082铝合金铸棒出现力学性能不合格问题,选取断后伸长率最大和最小的试样,采用宏观形貌、微观断口形貌、金相组织观察等方法,分析6082铝合金铸棒力学性能不合格的原因。结果表明,表面质量对试样力学性能的影响比较明显。试样宏观断口均为脆性断裂,断后伸长率高的试样断口呈凸凹起伏,韧窝有一定深度;而断后伸长率低的试样断口平直,韧窝浅而平。断后伸长率低的试样疏松、非金属夹杂较多,个别位置还有氧化膜缺陷;断后伸长率高的试样缺陷密度小。     

提高冷轧超深冲汽车用钢伸长率的工艺研究

为更好地满足部分客户对超深冲用钢性能特别是伸长率提升的需求,采用控制图、回归分析、微观分析等方法对0.7 mm厚DC06带钢的断后伸长率进行了分析研究。研究发现,在一定范围内,退火温度、平整机延伸率、钢中S含量对其断后伸长率影响较为显著。通过采取提升退火温度至845~860 ℃、降低平整机延伸率至0.5%和降低钢中S质量分数至0.01%以下的方法,将DC06带钢断后伸长率提升至43%以上,满足了客户的需求。     

精轧PSB830螺纹钢筋热处理工艺改进

精轧PSB830螺纹钢筋材料为40Si2MnVCr钢,淬火、回火后断后伸长率偏低,不合格。为此,对不合格的钢筋进行了力学性能测定、化学成分分析、断口分析、夹杂物检测和金相检验。结果发现,钢筋的回火不充分,这是钢筋断后延伸长率不合格的主要原因。为此对钢筋进行了(450~500)℃×90 min回火处理,结果钢筋的塑性大幅度提高,满足了标准要求。     

球墨铸铁管断后伸长率不合格原因分析

采用金相检验及断口分析等方法对DN400输水用球墨铸铁管断后伸长率偏低的原因进行了分析。结果表明,DN400输水用球墨铸铁管断后伸长率不合格的原因是球墨铸铁球化不良及石墨漂移所致。     

连退工艺对DC07超低碳钢组织性能的影响

连续退火工艺对DC07超低碳钢的力学性能具有重要影响。采用奥钢联连续退火模拟试验机,研究了退火温度、缓冷温度、快冷冷速等连退工艺参数对DC07超低碳钢组织性能的影响。结果表明：在830～860℃退火温度下,DC07超低碳钢的金相组织均为铁素体,晶粒尺寸随着退火温度的升高而逐渐增大,相对分布较为均匀;随着退火温度的升高,DC07超低碳钢的屈服强度和抗拉强度逐渐降低,断后伸长率、n值以及r值逐渐升高;随着缓冷温度的升高,DC07超低碳钢的屈服强度和抗拉强度降低,断后伸长率和r值增加,n值几乎没有变化;随着快冷冷速的增加,DC07超低碳钢的力学性能几乎没有变化。     

SS400中厚板横向伸长率不合格的原因分析

从现场生产的横向伸长率不合格钢板中取样,进行了夹杂物检验和金相检验,并用扫描电镜对拉伸断口进行观察和分析.结果表明,铸坯凝固过程中的偏析导致的低温转变组织和分布于其中硫化物,以及在试样中发现的不良组织是引发伸长率不合格的三个重要原因.并且根据现场生产条件提出了工艺优化建议,试生产后,钢板横向伸长率得到了明显提高.     

贝氏体等温温度对含铝TRIP钢组织和性能的影响

采用连退模拟试验机、彩色金相、X衍射和拉伸试验等手段,对无硅高铝的相变诱导塑性(TRIP)钢在400～460℃贝氏体等温后得到的组织和性能进行研究,探讨了贝氏体等温温度对组织和性能的影响.结果表明:在400℃保温300 s,该实验钢的抗拉强度达到613MPa,断后伸长率达30％.随着贝氏体等温温度的升高,抗拉强度也升高,而伸长率降低.随着残奥体积分数和碳含量的减小,试样的屈服强度降低,抗拉强度升高,强塑积和断后伸长率都随之降低.     

不等厚DC56D+Z/HC180BD+Z钢激光拼焊焊接接头性能分析

对1.5 mm厚的DC56D+Z与0.7 mm厚的HC180BD+Z两种常用汽车板材进行激光拼焊,测试了不等厚激光拼焊板的金相组织、显微硬度和力学性能。结果表明:焊缝处与基体的金相组织均为铁素体,在焊接热循环的作用下,焊缝与基体的组织形貌差异较大。焊缝两侧硬度呈非对称分布,焊缝处最高硬度达到200 HV,高于母材。接头的单向拉伸断裂发生在HC180BD+Z钢侧,强度略低于HC180BD+Z钢母材,但断后伸长率仅为HC180BD+Z钢母材的56.8%。杯突试验后,断裂位置均发生在薄板侧,随着薄板侧占比增大,其焊缝由直线型转变为抛物线型。     

汽车底盘用500 MPa级热轧酸洗钢板的开发

通过热轧厂热轧和冷轧厂盐酸酸洗,试制了含钛和不含钛的两种热轧酸洗钢板。采用金相显微镜、透射电子显微镜和拉伸试验机研究了两种试制钢板的显微组织和性能。结果表明:两种钢板的显微组织均由铁素体和珠光体组成,其屈服强度达到400 MPa以上,抗拉强度高于500 MPa,断后伸长率大于30%。与不含钛的钢相比,含钛钢的晶粒细小,屈服强度和抗拉强度高,断后伸长率低,屈强比高。     

510L汽车大梁钢冷弯、拉伸异常断口原因分析

510L汽车大梁钢热轧钢板在进行冷弯、拉伸试验时,发现断口异常,呈台阶状,伸长率远低于标准要求。通过观察断口宏观形貌和金相显微组织,证实连铸坯表面纵裂纹引起的高温氧化和严重的带状组织是引起断口异常,并诱发伸长率不合格的根本原因。     

淬火-配分热处理对隧道钢拱架组织与力学性能的影响

利用金相显微镜、扫描电子显微镜、X射线衍射仪和力学试验机等,研究了淬火-配分热处理对隧道钢拱架显微组织和力学性能的影响。结果表明,不同淬火温度和配分时间下试验钢的组织都为板条马氏体+残余奥氏体,且随着淬火温度的升高,板条马氏体含量变少、板条更加粗大,而残余奥氏体含量增加;配分时间为20~600 s试验钢中没有明显碳化物出现,随着配分时间的延长(20~3600 s),残余奥氏体含量呈现先增加而后降低的趋势;随着淬火温度升高,试验钢屈服强度和抗拉强度逐渐降低,而最大力下总伸长率和断后伸长率逐渐升高;在配分时间为20~120 s,试验钢的屈服强度和抗拉强度都会随配分时间的增加有所降低,而最大力下总伸长率和断后伸长率有所升高;继续延长配分时间至600 s及以上,试验钢的抗拉强度有所上升,而塑性略有降低。     

Q345R��������쳤�ʲ��ϸ�ԭ�����

对伸长率不合格Q345R热轧板卷进行了分析。结果表明:部分Q345R钢热轧板卷伸长率不合格的主要原因是钢中出现较多的Mn S和Al2O3夹杂物;热轧板卷的显微组织沿厚度方向不均匀,上表面一侧出现大量的贝氏体+魏氏体组织,心部至下表面一侧仍以铁素体+珠光体组织为主。存在带状组织不是导致伸长率不合格的原因。     

正火工艺对SG295+Cr钢板组织及力学性能影响的研究

为满足高压容器用钢出口泰国的技术要求,对SG295+Cr钢板进行了两种方案的对比试验。结果表明正火后SG295+Cr钢板的力学性能有不同程度的降低,断后伸长率和冲击功有较大幅度的提高。与热轧态相比,SG295+Cr钢板正火后的金相组织更均匀、细小。经过实验证明,按方案Ⅱ生产的试验钢,可以获得良好的组织及优异的力学性能。     

低密度汽车钢的显微组织与氢脆性能

对比分析了不同Al含量低密度Fe-Mn-Al-C钢的显微组织和力学性能,研究了充氢时间和充氢电流密度对低密度Fe-Mn-Al-C钢氢脆性能的影响。结果表明:热轧8.9Al和12.2Al钢的组织都为铁素体、奥氏体和κ-碳化物,前者的奥氏体呈网状,后者的铁素体与奥氏体呈沿轧制方向的条带状;热轧12.2Al钢的强度高于8.9Al钢,而断后伸长率低于8.9Al钢,8.9Al和12.2Al钢的密度相较于纯Fe密度分别降低了13.96%和15.63%;经过10、30和60min充氢处理后,12.2Al钢的抗拉强度和断后伸长率均明显降低,且都低于相同充氢时间下的8.9Al钢;随着充氢时间的延长,8.9Al和12.2Al钢的断后伸长率都呈逐渐降低的趋势,而断后伸长率损失呈逐渐升高的趋势;在相同充氢时间下,8.9Al钢的断后伸长率损失远小于12.2Al钢,即8.9Al钢相对12.2Al钢的抗氢脆性能更好。     

汽车用TWIP1000钢的组织和性能

通过金相检验、单轴拉伸试验、极限拉深试验及杯突试验研究了第二代先进高强度TWIP1000钢的显微组织、力学性能和胀形性能,并与第一代先进高强度DP600钢的组织和性能进行了对比。结果表明:TWIP1000钢的室温组织为奥氏体,奥氏体晶粒直径为5～15μm,DP600钢的室温组织由铁素体和马氏体组成; TWIP1000钢的抗拉强度为977 MPa,屈服强度为501 MPa,断后伸长率为62. 3%,应变硬化指数为0. 33;而DP600钢的抗拉强度为624 MPa,屈服强度为391 MPa,断后伸长率为28. 1%,应变硬化指数为0. 17,TWIP1000钢的力学性能显著优于DP600钢。此外,TWIP1000钢和DP600钢的极限拉深比分别为2. 31和2. 24,二者差异不明显。所有TWIP1000钢杯突试验的试样都未破裂,而DP600钢的平均杯突值为14. 51 mm,说明TWIP1000钢板的胀形性能优于DP600钢板。