定径和冷却工艺参数对40Mn2V钢N80-1套管组织和力学性能的影响

通过热模拟试验,系统分析了定径温度(820~920℃)、应变量(0.18~0.24)和冷却速率(0.2~2.1℃/s)对N80-1无缝套管(Φ139.70~339.72 mm×6.20~22.22 mm)用钢40Mn2V(/%:0.41C、0.22Si、1.65Mn、0.014P、0.005S、0.15V、0.021 Ti、0.008 0N)组织、拉伸强度和冲击功的影响,并建立了数学模型。结果表明,在给定的定径变形温度下,当冷却速率超过某一临界值时,则发生贝氏体转变对低冲击韧性极为不利。40Mn2V钢适合于钢管冷却速率不超过1.1℃/s的钢管规格,当冷却速率低于0.6℃/s时,合适的定径温度为695~870℃,当冷却速率在0.6~1.1℃/s时,定径温度为695~820℃。     

冷却速度对热轧40CrMo圆钢组织的影响

连续式棒材轧机生产Φ70～80 mm 40CrMo系圆钢(/%:0.40～0.41C、0.97～1.05Cr、0.17Mo)时,由于轧制道次少,终轧后无控制冷却装置,易出现珠光体+铁素体和贝氏体+马氏体两种类型组织。通过Gleeble-2000热模拟试验机测试炉批No1和炉批No2这两类原始组织试样的连续冷却转变(CCT)曲线和研究了该钢1150℃保温5 min后以10℃/s冷至900℃停留10 s,以变形速率20 s^-1变形30%再以0.2～10℃/s冷却至200℃的组织和微区成分。结果表明,轧后冷却速度大则产生马氏体组织,40CrMo系圆钢在0.1～1℃/s冷却速度下可获得正常的贝氏体组织和珠光体组织。     

H11Mn2SiA焊接用钢连续冷却组织转变与工艺控制

利用Gleeble-1500热模拟试验机测定了H11Mn2SiA的动态连续冷却转变(CCT)曲线,并观察了其组织和硬度。结果表明,当H11Mn2SiA从奥氏体以不同冷却速率冷却时,存在奥氏体向铁素体和珠光体的转变、贝氏体转变和马氏体转变;贝氏体转变的临界冷却速度为2.5℃/s;冷却速度达到20℃/s时会出现马氏体组织;因此H11Mn2SiA的冷却速度应控制在≤1℃/s。实践中选用终轧温度860℃～900℃、吐丝温度850±10℃和0.10～0.15 m/s的辊道速度,能够将冷却速度控制在0.3～0.6℃/s范围内,使H11Mn2SiA获得最佳的组织和性能。     

FTSR低碳高强钢连续冷却相变和组织细化

用Gleeble-3500热模拟机研究了低碳钢 (%:0.19C、1.15Mn、0.008Mo、0.002Ti、0.032Als) 85 mm FTSR(薄板坯连铸连轧)铸坯在1 000℃以5 s^-1速率变形40%,然后以5℃/s冷却到900℃并以50 s^-1的速率变形30%,再以1～70℃/s冷却到400℃,空冷的连续相转变和组织。结果表明,冷却速度≤20℃/s时连续冷却转变的组织为铁素体和珠光体;冷却速度达30℃/s时,组织中出现少量粒状贝氏体。随冷却速度增加,晶粒尺寸减小,当冷却速度达10℃/s时,钢中的晶粒尺寸≤10μm,当冷却速度≥20℃/s时,钢中晶粒细化程度减弱。     

精轧工艺对30 mm厚X65管线钢板组织和性能的影响

Nb-Ti微合金化X65管线钢(/%:0.07C、1.60Mn、0.35Mo)的生产工艺流程为130 t顶底复吹转炉-钢包吹氩-LF-RH-250 mm×1500 mm板坯连铸-连轧至30 mm板-控冷工艺。研究了第Ⅱ阶段开轧(890～940℃)轧后冷却温度(780～850℃)和冷却速度(8～20℃/s)对X65钢厚板拉伸、落锤性能和组织的影响。结果表明,Ⅱ阶段开轧温度为940℃,轧后冷却速度为20℃/s可以使X65钢厚板得到以针状铁素体和粒状贝氏体为主的组织,钢板抗拉强度665～695 MPa,屈服强度495～520 MPa,落锤纤维组织率约为92%,满足标准要求。     

汽车大梁用钢WL510连续冷却过程的相变和组织

通过Thermecmastor-Z热模拟试验机研究了WL510钢(/%:0.090C、0.13Si、1.45Mn、0.005S、0.019P、0.040Al、0.020Ti、0.030Nb)粗轧后板坯(36 mm×1 500 mm)在1～36℃/s连续冷却条件下的相变和组织的变化,并用热膨胀法测定了试验钢连续冷却转变(CCT)曲线。结果表明,试验钢WL510在1～23℃/s低冷却速度下,主要形成多边形铁素体和少量珠光体;当冷却速度≥30℃/s时,主要组织为细针状铁素体、少量细珠光体和岛状马氏体/奥氏体(M/A)随着冷却速度的增加,试验钢组织明显变细。     

薄板坯连铸连轧30CrMo钢的连续冷却转变(CCT)曲线和应用

采用膨胀法测定了56 mm薄板坯连轧成6 mm板的30CrMo钢(/%:0.32C、0.20Si、0.60Mn、0.20Ni、0.97Cr、0.18Mo)在0.03～15.60℃/s冷却速率下的连续冷却转变(CCT)曲线并观察了各冷却速率下的显微组织。得出30CrMo钢的相变临界点Ac3=800℃,Ac1=735℃,Bs=510℃,Ms=340℃,Mf=220℃。应用结果表明,30CrMo钢6 mm板卷取后的空冷的冷却速率≤0.06℃/s,当卷取温度为610～640℃时获得铁素体+珠光体组织,避免贝氏体形成导致强度显著升高和塑性变差。     

高强度船板钢EH460的动态连续冷却转变曲线

通过Gleeble-3800热模机将EH460钢80 mm热轧板(/%:0.07C,0.39Si,1.76Mn,0.34Ni,0.36Cu,0.02~0.05Nb,0.05~0.10V,≤0.02Ti,0.008A1)切取的φ5 mm×86 mm试样以10℃/s加热至1 200℃5 min奥氏体化,然后以10℃/s冷却至830℃,并在830℃以变形速率1 s~(-1),进行30%的热压缩变形试验,并以1~30℃/s冷却到室温。通过膨胀量-温度曲线,结合不同冷却速率下的组织,利用Qrigin软件得出EH460钢的动态连续冷却转变曲线。结果表明,当冷却速率小于3℃/s时,EH460钢的组织为铁素体+少量贝氏体;当冷却速率为5~10 C/s时,组织为贝氏体+少量铁素体;当冷却速率大于20℃/s时,组织以板条贝氏体为主,并含少量粒状贝氏体;当冷却速率从1℃/s增加至30℃/s时,该钢HV硬度值由246增加到274。     

汽车用高品质非调质钢YF45MnVS的热变形行为

用Gleeble-1500热模拟实验机对YF45MnVS钢(%:0.48C、0.45Si、1.36Mn、0.009P、0.043S、0.086V)200 mm×200 mm铸坯上切取的Φ8mm试样进行950～1 200℃,变形速率10^-2～10¹s^-1变形量10%～50%的单道次等温压缩试验。结果表明,低应变速率和大变形量有利于实验用钢动态再结晶的发生。通过计算得到YF45MnVS钢在950～1 200℃的动态再结晶激活能为299.55 kJ/mol。     

82A钢高速线材控制冷却工艺的优化

利用Gleeble 1500热模拟实验机测定了82A高碳钢(%:0.81C、0.50Mn、0.21Si、0.007P、0.006S)Φ5.5 mm线材在0.8～40℃/s冷却速度下的连续冷却转变(CCT)曲线,经与现场实测冷却曲线估算的实际相变温度拟合修正,得出符合生产实际的动态CCT曲线。结合高速线材控制冷却过程的基本模型,得出82A钢线材适宜的吐丝温度为910～930℃;相变过程最佳冷却速度为9～12℃/s。     

采用控轧控冷工艺生产车轮用轮辐钢板

通过1700 mm热连轧机组对轮辐钢(%:0.09C、0.12Si、0.98Mn、0.010P、0.005S、0.010Nb、0.04Als)进行830～890℃终轧温度和620～680℃卷取温度的轧制试验。结果表明,板坯加热温度1230～1250℃、终轧温度(870±15)℃、卷取温度(660±15)℃生产的车轮用轮辐钢板的组织为细铁素体加少量的珠光体,屈服强度335～380 MPa,抗拉强度430～485 MPa,伸长率26%～31%,每卷带钢的纵向强度差为13～37 MPa,在车轮制作过程中冲压成型良好,冲废率小于0.3%。     

热变形后冷却速度对铁素体-贝氏体微合金钢组织演变的影响

开发了0.06C-1.08Si-1.64Mn-0.30Mo-0.039Nb-0.01Ti铁素体-贝氏体微合金化(F+B)钢;用Gleeble.1500热模拟机测定了该实验钢在900℃变形50％后0.5～40℃／s冷却速度下的连续冷却转变曲线(CCT),并分析了形变奥氏体的相变组织。结果表明,该钢的CCT曲线分为多边形铁素体转变区和贝氏体转变区两大部分,中间被奥氏体亚稳区隔开;当冷速≤2℃／s时,钢中出现多边形铁索体,当冷速≥5℃／s时,组织主要为粒状贝氏体和板条贝氏体。     

FTSR薄板坯内部横裂纹形成机理的分析和预防措施

采用Gleeble-3500热模拟机模拟FTSR薄板坯生产工艺,试验了SS330钢板坯(0.06％C)和SS400钢板坯(0.20％C)在600～1 350℃的高温塑性。结果表明,SS400钢在700～900℃的高温塑性高于SS330钢,SS400钢板坯内部产生的横向裂纹是由于柱状晶晶界处硫、氧化物的偏聚,使钢晶界的高温塑性下降所致。通过钢中硫含量由0.015％降低至0.010％,全氧含量由45×10^-6降至30×10^-6,钢中Nn／S≥60,钢水过热度由30～50℃降至20～35℃,铸坯拉速由2.5～6.0 m／min改为3.0～4.5 m／min,控制二冷水量,有效地避免了薄板坯内部横裂纹的产生。     

优质弹簧钢60Si2CrVAT控轧控冷工艺的热模拟研究

用Gleeble-1500热模拟实验机测定了优质弹簧钢60Si2CrVAT的CCT曲线,并用光学显微镜和透射电镜研究了不同的终轧温度、冷却速度下的组织和相变。结果表明,冷速为1℃/s时,弹簧钢60Si2CrVAT中的珠光体含量约为98%;随着冷速的增加,铁素体和珠光体的含量逐渐减小,贝氏体和马氏体含量逐渐增加;当冷速达到9℃/s时,基体全部为马氏体;终轧温度850℃、冷速为1℃/s时,弹簧钢60Si2CrVAT的索氏体含量达到90%,强塑性最好,即R_m 1301 MPa,R_p0.2 928 MPa,A 23.8%,Z 38.6%。     

低碳微合金双相钢沉淀相粒子的分析

采用萃取复型技术研究了实验室Φ450轧机控轧控冷后铁素体-马氏体双相钢(%:0.08C、0.22Si、1.02Mn、0.02Nb、0.013Ti、0.034Al)中沉淀相粒子。结果表明,该钢在1200℃时就存在尺寸为几十纳米的(Nb,Ti) (CN),经X-射线能谱分析得出,小颗粒中Nb含量大于Ti含量,形状不规则,大颗粒沉淀相主要含Ti,Nb含量较少,呈长方形;经控轧控冷后(Nb,Ti)(CN)为间隙析出,且主要在晶界处析出。     

贝氏体区等温时间对低硅TRIP钢组织和力学性能的影响

研究了0.15C-1.5Mn-1.5Al-0.3Si TRIP钢820℃2 min加热后快冷至450℃盐浴中保温5～300s空冷的组织和力学性能。结果表明,随在贝氏体转变区450℃等温时间的增加,该钢的屈服强度和伸长率增加,抗拉强度降低,等温时间60s时强塑积最佳,为23 000MPa%;等温时间≤60s时随等温时间增加钢中残余奥氏体含量增加,>60s时随等温时间的增加钢中残余奥氏体含量降低,60s时钢中残余奥氏体达到最高值,为14%。     

亚包晶钢Q235D连铸大方坯的质量控制

莱钢特钢厂50 t UHP-EAF (热装铁水比≥50%) +LF(VD)冶炼的Q235D钢(0.10%～0.17%C)260mm×300 mm的连铸坯轧制成直径Φ150 mm圆钢后,钢材表面出现裂纹。分析表明,钢的包晶点的碳当量[C1]与钢中实际碳含量[C]之间的差别△C越大,亚包晶钢Q235D钢材废品率越高。实践表明,控制0.15%～0.17%[C]使△C<0.015%,钢液过热度20～30℃,结合降低结晶器冷却水流量和二冷区冷却强度,低拉速,使成品材表面质量合格率在99.3%以上。     

真空感应炉冶炼X120管线钢脱氧和脱硫试验

在150 kg和50 kg氧化镁坩埚真空感应炉上进行X120管线钢(%:0.03～0.04C、1.98～2.05Mn、≤0.9(Cr+Mo+Nb+V+Ti)的脱氧和脱硫试验。结果表明,通过控制碳氧反应用碳脱氧和控制冶炼温度避免炉衬分解,可使钢中氧含量≤20×10^-6;在碳脱氧条件下,采用CaO-BaO-CaF₂系精炼渣,可使钢中硫含量≤0.002%。通过扫描电镜观察发现,钢中存在来源于坩埚的≤5μmMgo夹杂。     

钎具钢55SiMnMo轧材表面裂纹的成因分析及工艺改进

针对100 t BOF-LF-VD-Φ450 mm连铸坯-Φ200 mm轧材流程生产的钎具钢55SiMnMo轧材表面易产生裂纹缺陷，分析对比了过热度、二次冷却、拉速、成分(Ti.B)等对缺陷的影响。通过工艺改进；控制钢水过热度20～30℃,控制B含量≤0.0008%,加Ti 0.015%～0.025%,拉速0.41 m/min,二冷比水量0.17 L/kg,使裂纹的缺陷率由原来的12.2%降低到1.6%。     

退火处理对00Cr12Ti铁素体不锈钢组织和性能的影响

研究了700～900℃退火对25 kg真空感应炉冶炼、7道次热轧成3 mm板再冷轧成1 mm板的00Cr12Ti钢的组织和力学性能的影响。结果表明,850℃2 min退火,冷轧板具有良好的综合力学性能,抗拉强度≥400 MPa,伸长率34.5%,加工硬化指数n值0.26,塑性应变比r值1.1;通过电子背散射衍射技术(EBSD)分析得出冷轧板850℃退火时{111}取向最多,再结晶充分。