共查询到18条相似文献,搜索用时 156 毫秒
1.
采用Gleeble 1500热模拟试验机对SAE8640钢280 mm×325 mm连铸坯(/%:0.41C,0.20Si,0.80Mn,0.005S,0.014P,0.46Cr,0.43Ni,0.21Mo,0.043Alt,0.001 10,0.005 4N)的550~1 200℃力学性能进行了测定,并应用扫描电镜观察了拉力试样的断口形貌。结果表明,SAE8640钢有明显的3个脆性区:Ⅰ脆性区1 200℃,Ⅱ脆性区950~1 000℃,Ⅲ脆性区650~750;该钢950~1 000℃的断面收缩率为60%,拉伸断口为脆性河流状花样,应避免在该温度范围进行轧制,该钢650~750℃的断面收缩率≥65%,拉伸断口为韧性断裂,可满足连铸坯矫直时塑性的要求。 相似文献
2.
10B15冷镦钢连铸坯的高温塑性 总被引:1,自引:0,他引:1
通过Gleeble-1500热模拟机研究了10B15冷镦钢(%:0.17C、0.16Si、0.46Mn、0.017P、0.025S、0.0002Ti、0.000 8Als、0.001 4B)150 mm×150 mm连铸坯应变速率0.0005~0.001s-1在700~1 000℃的热塑性。结果表明,10B15冷镦钢连铸坯在850~900℃有高温脆性;应变速率的降低促进动态再结晶的发生,可以提高高温塑性;细小的B、Ti和Al的氮化物在晶界的析出起晶界钉扎作用,阻碍了晶界的滑移和动态再结晶的发生,从而使钢的高温塑性降低。 相似文献
3.
采用Gleeble 1500热模拟试验机对SAE8640钢280mm×325mm连铸坯(/% : 0.41C,0.20Si,0.80Mn,0.005S,0.014P,0.46Cr,0.43Ni,0.21Mo,0.043Alt,0.0011O,0.0054N)的550~1200℃力学性能进行了测定,并应用扫描电镜观察了拉力试样的断口形貌。结果表明,SAE8640钢有明显的3个脆性区:Ⅰ脆性区>1200℃,Ⅱ脆性区950~1000℃,Ⅲ脆性区650~750℃;该钢950~1000℃的断面收缩率为60%,拉伸断口为脆性河流状花样,应避免在该温度范围进行轧制,该钢650~750℃的断面收缩率≥65%,拉伸断口为韧性断裂,可满足连铸坯矫直时塑性的要求。 相似文献
4.
用Gleeble-2000热模拟机研究了Q345C钢250 mm×1 300 mm连铸坯热履历-连铸坯冷却过程和冷坯加热过程(300~1 320℃)的温度变化,应变速度(3~3×10-4 s-1)和降温速率(1~20℃/s)对热塑性的影响。结果表明,Q345C钢从1320℃冷却到钢的第Ⅲ脆性区,冷却速度越高,钢在第Ⅲ脆性区塑性越差;在600~850℃,连铸坯冷装加热后的热塑性要好于从液态直接冷却到这个温度区间的热塑性;在钢的第Ⅲ脆性区内,钢的热塑性随变形速率增大而变好。 相似文献
5.
6.
试验用1500MS钢(/%:0.20C,0.31Si,1.39Mn,0.011P,0.001S,0.028Als,0.26Cr,0.028Ti,0.0018B,0.0048N)240mm板坯的生产流程为250t BOF-LF-RH-板坯连铸。通过Gleeble-1500热模拟试验机,测试了试验钢1350~600℃的力学性能,得出该钢第Ⅰ脆性区为1350~1250℃,第Ⅲ脆性区为650~750℃在800~1200℃铸坯具有良好的热塑性;建立了板坯凝固传热数学模型和计算了铸坯凝固过程的表面温度。1500MS钢铸坯矫直区域的温度应控制在800~1150℃。 相似文献
7.
8.
9.
10.
11.
为了避免或减少铌-钛微合金化中碳硼钢320mm×280mm铸坯(%/:0.35C,0.04Si,0.87Mn,0.010P,0.007S,0.27Cr,0.031Alt,0.03Nb,0.030Ti,0.0018B,0.0046N)表面裂纹,研究了该钢种连铸坯的高温力学性能,并对高温拉伸断口和断口附近显微组织进行了观察。结果表明:在600~1250℃,试验钢在600℃时的断面收缩率为54.4%,其它测试温度点的断面收缩率均高于60%;试验钢第Ⅰ脆性区; 1200℃,第Ⅲ脆性区在750~850℃,在850~1200℃试验钢具有良好的热塑性;试验钢在800℃时具有相对偏低塑性,但拉伸断口微观下仍以韧窝形貌为主;试验钢在实际连铸生产时,采用≤1.0m/min铸速和≥950℃矫直温度,连铸坯表面质量良好。 相似文献
12.
试验用CR1030/1300MS钢236 mm×1 350 mm连铸板坯(/%:0.13C,0.26Si,1.53Mn,0.011P,0.002S,0.31Cr,0.047Als,0.029Nb,0.032Ti,0.002 5B,0.003 2N)的工艺流程为260 t BOF-LF-RH-CC。采用Gleeble3500热模拟试验机测试了试验板坯650~1 300℃的热塑性曲线,并分析了高温拉伸试样断口组织。试验结果得出,试验钢两个脆性区为熔点~1 120℃和800~650℃在1 120-800℃呈现良好的塑性,断面收缩率均在85%以上。900℃断口属于穿晶韧性断裂,700℃为韧性和沿晶断裂。1 250℃和900℃近断口组织均为马氏体,温度升高马氏体板条更粗大。750℃原奥氏体晶界出现先共析铁素体是产生裂纹的根本原因。1 120~800℃进行矫直可防止铸坯产生裂纹。 相似文献
13.
通过将钢中Mn含量从1.55%~1.65%提高至1.75%~1.85%,用0.25%~0.35%Cr替代0.20%~0.25%Ni,并加入0.01%~0.04%Ti微合金化;RH真空精炼以控制[N]≤80×10-6、[O]≤15×10-6;连铸二冷水量由0.11 L/kg降至0.08 L/kg,并改变配水比例,使出坯温度由620~680℃提高至700~750℃,并采用连铸坯罩冷和钢材缓冷等工艺措施,降低了R3级系泊链钢的生产成本,避免了350 mm×470 mm铸坯纵裂的产生,并使钢材的强度和-20℃韧性均满足标准要求。 相似文献
14.
15.
研发的25 mm Q800CFE钢板(/%:0.04~0.08C,0.20~0.50Si,1.50~1.80Mn,≤0.015P,≤0.005S,0.015~0.060Nb,≤0.30Mo,≤0.03Ti,0.0008~0.0030B;裂纹敏感性指数≤0.23)的冶金流程为铁水预处理-120 t转炉-LF-RH-220 mm CC-轧制工艺。成品板终轧≤850℃,水冷至≤400℃,冷却速度20~30℃/s,并进行530~635℃回火处理。测试了Q800CFE钢板的动态连续冷却转变(CCT)曲线,研究了回火温度对组织和力学性能的影响,以及试验了该钢的焊接性能。结果表明,随回火温度增加,板条组织尺寸增大;在530℃回火时,Q800CFE钢板具有较优的力学性能,抗拉强度≥900 MPa、伸长率≥15%,-40℃夏比冲击功≥100 J;25 mm板室温下预热75℃焊接接头即可防止产生冷裂纹。 相似文献
16.
开发的窄淬透性带20CrMnTiH齿轮钢的生产工艺流程为铁水预脱硫-130t BOF-LF-RH-280mm×280mm坯连铸-轧制至Φ60mm圆钢。通过设计的内控成分(/%:0.18~0.20C,0.20~0.30Si,0.90~0.98Mn,≤0.025P,≤0.010S,0.05~0.07Ti,≤0.0015O),设立结晶器电磁搅拌参数200A,2.5Hz,控制拉速0.62m/min,过热度15~30℃。检验结果表明,化学成分稳定,钢中氧含量≤11.3×10-6,非金属夹杂级别≤1.0,带状组织级别≤2.0,淬透性带宽HRC值≤3.5,满足产品协议要求。 相似文献
17.
采用Gleeble-1500热模拟试验机,研究了石油套管用V微合金化非调质钢36Mn2V(%:0.36C、1.54Mn、0.12V、0.008~0.010N)260 mm×300 mm连铸方坯的650~1350℃的延塑性。结果表明,36Mn2V钢的零强度温度(ZST)为1440℃,零塑性温度(ZDT)为1400℃;36Mn2V钢在熔点(Ts)到650℃温度区间内存在两个脆性温度区,第Ⅰ脆性温度区为熔点~1350℃,第Ⅲ脆性温度区为925~650℃,因此,该钢的矫直温度应控制在925℃以上;由1350℃至试验温度(650~1050℃)的冷却速度(3~8℃/s)对36Mn2V钢高温延塑性没有影响。 相似文献
18.
32Cr3Mo1V钢(/%:0.33~0.36C,0.20~0.50Mn,0.20~0.40Si,3.00~3.20Cr,0.30~0.45Ni,1.00~1.20Mo,0.19~0.22V,≤0.008P,≤0.005S,≤0.10Cu,≤0.01 Al)连铸圆坯生产工艺为110 t电弧炉-LF-VD-Φ700mm坯连铸。控制电弧炉出钢终点[C]≥0.08%、[P]≤0.004%,LF精炼终点渣(/%:50~60CaO,10~15Si02,15~25Al203,≤6MgO,ΣFeO+MnO≤0.8%,VD后[H]≤1.3×10-6连铸全程保护浇铸,采用拉速0.2 m/min,过热度稳定控制在18~30℃使用结晶器、铸流、末端电磁搅拌等工艺措施成功生产Φ700mm 32Cr3Mo1V钢连铸圆坯。结果表明,连铸圆坯表面质量良好,中心疏松1.0级、缩孔≤1.5级、中心裂纹≤1.5级,中心缺陷大小低于100mm满足协议标准要求。 相似文献