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《机械工程材料》2016,(7)
为制定65Mn钢窄范围实验室控轧控冷工艺参数,采用热模拟试验机研究了开轧温度、终轧温度、卷取温度、终轧至卷取冷速以及卷取后冷速对其显微组织与硬度的影响。结果表明:影响65Mn钢硬度最显著的工艺参数为卷取后冷速;较高的开轧温度、终轧温度和卷取温度使得65Mn钢原始奥氏体晶粒和再结晶晶粒长大,从而使轧制变形后的晶粒尺寸也较大,进而降低了最终产品的硬度和强度;在相同的工艺参数下,随着卷取后冷速降低,65Mn钢的平均晶粒尺寸明显变大,先共析铁素体含量有所增加;最佳的控轧控冷工艺参数为开轧温度1 170℃,终轧温度890℃,卷取温度680℃,终轧至卷取冷速10℃·s-1,卷取后冷速0.05℃·s-1;在此工艺下试验钢的硬度为19.9 HRC。 相似文献
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《机械工程材料》2016,(4)
优化了海洋平台用D36钢的化学成分,设计了三种轧制工艺以及两种轧后热处理工艺,研究了不同轧制态和热处理态下该钢的显微组织和力学性能并确定了最佳的轧制工艺及后续热处理工艺,从而实现了生产工艺的优化。结果表明:该钢的优化成分为0.11~0.12C,0.30~0.40Si,1.55~1.60Mn,≤0.020P,0.005S,0.03~0.06Al,0.045~0.048Nb,0.012~0.018Ti,0.13~0.20Cu,0.18~0.25Ni,0.055~0.060V,优化轧制及后续热处理工艺为控轧+加速控制冷却轧制后,进行890℃×140min正火(快速冷却至返红温度650℃)热处理;该工艺下生产的60mm厚D36钢表面组织以铁素体+马氏体+贝氏体为主,心部组织以细小的铁素体+珠光体为主;其屈服强度为375 MPa,抗拉强度为530 MPa,-20℃冲击功为200J左右。 相似文献
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对铌、钛微合金化低碳锰系汽车用低合金高强度钢的成分、控冷工艺对其组织与力学性能的影响进行了试验研究。结果表明:卷取温度降低,钢的强度上升,伸长率下降,组织由铁素体+珠光体向贝氏体、马氏体转变;高温卷取时铌、钒对强度的贡献较明显,低温卷取时碳的贡献较大;对含0.06%~0.11%碳的锰锟一钛系低合金高强度钢,同一成分采用不同的控冷工艺可以达到S550MC与S700MC两个级别的性能要求。 相似文献
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对热轧Q550D钢板进行控轧控冷处理,研究了6组开始冷却(开冷)温度和终冷温度对试验钢显微组织和拉伸性能的影响。结果表明:6组冷却温度下试验钢的基体组织均由贝氏体+铁素体+马氏体/奥氏体(M/A)岛组成;在相同终冷温度下降低开冷温度,试验钢中铁素体含量明显增加,M/A岛含量略微增加,屈强比减小;在相同开冷温度下降低终冷温度,铁素体含量略有减少而M/A岛含量明显增加,屈强比增大;同时降低开冷温度和终冷温度,铁素体和M/A岛含量同步递增,但M/A岛的增加幅度较小,屈强比降低;在开冷温度755℃、终冷温度395℃下,试验钢具有最佳的拉伸性能。 相似文献
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对高强建筑用钢进行控轧控冷处理,研究终冷温度(350~650℃)对该钢显微组织与室温拉伸性能的影响。结果表明:在终冷温度为650,550℃下控轧控冷后,试验钢的显微组织都为贝氏体铁素体+马氏体-奥氏体(M-A)岛;当终冷温度为450℃时,组织仍为贝氏体铁素体+M-A岛,但是M-A岛的含量比终冷温度为650,550℃时的低;当终冷温度为400,350℃时,组织主要为板条状贝氏体铁素体,局部板条间分布着少量薄膜状M-A岛;试验钢的屈服强度、抗拉强度和屈强比均随着终冷温度的降低而升高,而在终冷温度为350,450,550℃时的断后伸长率均大于16%;终冷温度为450℃时,试验钢的拉伸性能符合780MPa级高强低屈强比建筑用钢的要求,此时贝氏体铁素体组织中弥散分布着细小、圆整度较高的M-A岛,使得试验钢具有高的强塑性和低的屈强比。 相似文献
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提高低碳微合金化中板延伸率的轧制工艺措施 总被引:1,自引:0,他引:1
随着控轧控冷技术的应用,低碳微合金化中板在提高强度的同时,往往导致延伸率指标的下降,文章通过组织、夹杂物、轧制工艺等影响延伸率因素的分析,提出了提高延伸率的轧制工艺措施. 相似文献
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根据中板轧机控轧控冷工艺要求,采用层流冷却技术改造轧后冷却系统,设计跟踪轧制速度、精确控制温度和控制各段水压的检测系统。最终冷却速度可以控制在10℃/s-12℃/s,温度控制精度在12℃以内的带钢达到96.37%,为轧制高质量的特殊钢种提供了有力保障。 相似文献
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Nb微合金低碳钢表层超细晶中厚板的研制 总被引:1,自引:1,他引:1
应用中间坯加速冷却-轧制-轧后加速冷却工艺轧制的10mm表层超细晶(1~5 μm)Nb微合金高强度钢板,超细晶层厚度为0.5~2.0 mm,其屈服强度达到640 MPa,抗拉强度740 MPa,伸长率达到27%,-40℃冲击吸收功大于130 J.利用光学电镜、扫描电镜和透射电镜观察分析组织,得到如下结论:铁素体晶粒超细化的机制是过冷奥氏体应变诱导铁素体相变,先共析和应变诱导的铁素体动态再结晶;强化机制为细晶强化,Nb析出物的弥散析出强化,位错及亚结构强化;在实施中间坯加速冷却前通过再结晶区轧制得到细化的奥氏体晶粒,或未再结晶区轧制获得形变奥氏体晶粒,或在中间坯加速冷却后增大轧制压缩比,和降低轧后加速冷却的终冷温度均有利于获得表层超细晶粒,同时增大整个厚向超细晶粒比例. 相似文献