履带板伸长率不合格原因分析与改进措施

对25MnB履带板热处理后伸长率不合格试样进行综合分析，利用直读光谱仪检测化学成分，利用氧氮氢分析仪检测N、H、O气体成分，利用金相显微镜检测金相组织和非金属夹杂物级别，利用扫描电镜对试样进行断口分析。发现履带板齿爪心部冷却速度缓慢，生成组织不均匀，且有铁素体存在，导致伸长率不合格。通过更换冷却水喷头增加冷却水流量的措施，加快履带板淬火的冷却速度，生成组织均匀的回火马氏体，使履带板的伸长率达到企业标准要求。     

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。     

低合金钢履带板铸造裂纹的研究

利用金相显微镜、扫描电子显微镜、布氏硬度计等仪器对低合金钢履带板试样的微观组织、力学性能进行了研究.分析了低合金钢履带板铸造裂纹产生的原因,并制定相应的措施.结果表明,通过放置冷铁、改善洗冒系统和加强除杂除氧的工艺措施后,铸件组织均匀、晶粒细小、裂纹明显减少.     

高强度盘螺伸长率不合格原因分析及改进措施

通过对高强度盘螺伸长率不合格试样的宏观成分、拉伸断口形貌、夹杂物形貌及成分和金相组织精心研究,得出夹杂物、芯部出现异常组织和基圆组织不均匀等引起了盘螺伸长率不合格.减少铁水硫含量,通过吹氩促进夹杂物上浮、均匀钢水成分,改善冷床通风条件,有助于提高盘螺性能,确保伸长率满足国标要求.     

DC01��������������Ϻ��쳤�ʲ��ϸ����

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。     

DC01带钢生产工艺与断后伸长率不合格分析

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。     

冷却速度对TC2钛合金板材β淬火组织的影响

通过水淬+空冷复合的方式,实现了在一个试样上淬火的冷却速度从水淬到空冷的不同,进而研究了冷却速度对TC2钛合金板材β淬火组织的影响。结果表明,β淬火时冷却速度不同,使得淬火后合金的金相组织存在较大的差别,进而对成品板材的组织产生影响。TC2合金板在热轧过程中获得了球状-纤维状的混合显微组织,水淬+空冷复合试样的水淬部分均发生马氏体转变,但转变的进程有所不同,水淬+空冷复合试样的空冷部分均为片状组织,随着冷却速度的降低,α片丛明显长大,α片宽度变大。淬火的延迟会导致板材显微组织不均匀。     

HRB400热轧带肋钢筋伸长率不合格的原因分析

通过化学成分分析,金相、力学性能检验,断口宏观形貌检查,扫描电镜等手段,分析了某批准8 mm规格HRB400热轧带肋钢筋伸长率不合格的原因。结果表明:不合格试样的断裂源分别位于钢筋的横肋和纵肋,伸长率不合格是心部严重的组织偏析引起的。     

Q420B钢伸长率不合格原因分析

针对Q420B钢板在轧制后出现伸长率批量不合格的情况,通过金相检测、扫描电镜等方式对其拉伸试样进行断口形貌、组织结构、夹杂物分析。结果表明,断口部位存在较多孔隙、分层以及较严重的带状组织,裂纹及孔隙主要沿偏析组织萌生扩展;断口部位夹杂物集中分布,且呈连续性、长条状分布,其在拉力作用下和基体界面分离、扩展后最终形成裂纹,是造成钢板轧后伸长率不合格的主要原因。     

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.     

某型装甲车用履带断裂分析

装甲车训练时履带发生断裂,通过宏观检验、化学分析、力学测试、金相检验以及断口分析等手段,对取样的失效件进行综合分析。结果表明:化学成分符合国家标准规定,硬度符合相应技术要求,金相组织均为回火索氏体,未发现异常组织,断口均为韧窝,装甲车履带的失效是由于在湿软且起伏较大的路面行进时,履带所受阻力过大导致履带销变形,进而导致端联器、诱导齿、导齿盖及履带板等相关部件非正常受力,在大阻力行进过程中部件局部位置受力过大,最终导致其过载断裂。建议增加履带销的截面积,评估装甲车行进过程中履带板所受阻力,根据受力情况重新设计履带销的合适壁厚,或采用实心履带销。若实心履带销仍不能满足强度要求,或考虑装甲车的整体负重,建议更换履带销使用材料,选择强度级别更高的材料以保证履带销的整体强度。     

Q345B 热轧板延伸率不合格原因分析

针对Q345B热轧板在拉伸试验中出现延伸率不合格的问题,采用化学成分分析和金相分析方法进行分析,结果为钢板中严重的夹杂物、级别较高的带状组织、较高的含碳量导致钢板的延伸率不合格。     

SA508-3钢低温韧性不合格原因分析及工艺改进

分别从化学成分、热处理工况和金相组织等方面对不合格产品与合格产品进行了对比分析,结果表明,低温韧性不合格的主要原因是金相组织中存在较多的碳化物堆积。通过热处理工艺试验发现,冷却速度慢会导致碳化物堆积数量增加。在冷速有限的情况下,通过延长回火低温等温时间可以有效改善碳化物堆积状况,提升锻件低温韧性。     

厚规格调质高强度船板心部冲击不合格原因分析

为找出厚规格调质高强度船板心部冲击不合格的原因,通过光谱仪、显微镜、SEM EDS能谱仪等仪器,对心部试样的成分、组织进行分析,结果表明：心部冲击不合格的原因是中心偏析带上存在大尺寸MnS夹杂与Nb、Ti的夹杂物,以及较多Al2O3夹杂和Mg、Ca等外来夹杂物。分析认为,通过提高钢水洁净度,避免钢水二次氧化污染,控制钢包炉(LF)精炼周期与操作,降低钢水过热度,优化电磁搅拌和轻压下工艺,采用堆垛缓冷等措施,可以提高铸坯内部质量,减少中心偏析和夹杂,同时通过适当优化铸坯加热、轧制及热处理工艺,可以有效提高心部冲击韧性。     

18Ni马氏体时效钢原始奥氏体晶界显示方法

利用光学显微镜(蔡司)，在室温下，通过配制不同成分、浓度浸蚀剂和化学浸蚀方法，对经不同温度处理后的18Ni马氏体时效钢的原始奥氏体晶界显示方法进行了系统研究。结果表明：采用腐蚀性强、浓度高的浸蚀剂只能获得18Ni马氏体时效钢的金相显微组织，而采用体积比为4%的硝酸酒精溶液，对800~925 ℃固溶空冷后的18Ni马氏体时效钢试样进行化学浸蚀，能清晰地显示出18Ni马氏体时效钢试样原始奥氏体晶界，并可以进行准确的晶粒度级别数评定。     

18Ni马氏体时效钢原始奥氏体晶界显示方法

利用光学显微镜(蔡司)，在室温下，通过配制不同成分、浓度浸蚀剂和化学浸蚀方法，对经不同温度处理后的18Ni马氏体时效钢的原始奥氏体晶界显示方法进行了系统研究。结果表明：采用腐蚀性强、浓度高的浸蚀剂只能获得18Ni马氏体时效钢的金相显微组织，而采用体积比为4%的硝酸酒精溶液，对800~925 ℃固溶空冷后的18Ni马氏体时效钢试样进行化学浸蚀，能清晰地显示出18Ni马氏体时效钢试样原始奥氏体晶界，并可以进行准确的晶粒度级别数评定。     

20Mn2钢棒低温冲击不合格原因分析

通过对20Mn2钢棒取样进行化学成分分析、断口检测和硬度测试,以及金相组织观察,结合钢棒锻造加热工艺对成品钢棒低温冲击韧性不合格的原因进行分析。结果表明,由于锻造加热温度过高或时间过长,使钢棒金相组织中出现铁素体型魏氏体及过热组织,在后续正火热处理时又未能完全消除,这是导致成品钢棒低温冲击不合格的主要原因。     

钢管表面铜金属污染的危害性分析

天然气输气管线钢管的母材在现场检测时发现硬度不合格现象,通过宏观观察、电镜扫描、金相分析及微观硬度测试等多种检测方法确定钢管表面有铜金属污染存在。铜金属污染实质上属于异金属夹杂,产生的原因是冶炼操作不当,合金料未完全熔化或浇注系统中掉入异金属。该异金属夹杂物由于与基体的组织、性能均不同,与基体组织有明显的界限,会割裂基体的连续性,降低材料的力学性能,在受力过程中成为应力集中点从而降低钢管的使用寿命。     

碳含量对5Cr2MoV系列钢的连续冷却转变行为的影响

通过测定不同碳含量的钢种在不同冷速下的相变点曲线、金相组织和显微硬度，得到了不同碳含量的钢种的过冷奥氏体连续冷却转变曲线(CCT曲线)及其相变点和组织形貌演变；比较分析了不同碳含量下5Cr 2Mo V系列钢CCT曲线的关系。结果表明：随着碳含量的增加，3种钢Ac1点变化不大，Ac3点略有降低，Ms点降低幅度较大；当冷却速度为0.04 ℃/s和0.06 ℃/s时，0.35%C、0.47%C和0.71%C钢的组织由“贝氏体+少量马氏体”构成；0.35%C和0.47%C在大于0.14 ℃/s冷速以上时，贝氏体完全转变为马氏体；0.71%C钢在大于1 ℃/s冷速时，贝氏体完全转变成马氏体；随着碳含量增加，5Cr 2Mo V系列钢的贝氏体转变相区发生左移现象，这与碳在组织转变过程中的扩散有关。