一种加长型汽车大梁用钢及其制造方法

本发明涉及一种加长型汽车大梁用钢及其制造方法,钢中加入了微合金元素Nb、Ti、V,其化学成分的重量百分比为：C％：0．07～0．12,Si％：0．15—0．40,Mn％：1．00～1．50,P％≤0．025,S％≤0．015,Nb％：0．020～0．050,V％：0．025—0．050,Ti％：0．010—0．030,微量Ca,其余为铁和残余的微量杂质。连铸成板坯,热轧采用控轧控冷工艺,板坯加热至1180～1250℃,粗轧后温度1020—1060℃,经保温罩进入精轧机进行轧制,     

新型精铸热锻模具钢与H13钢高温磨损性能的对比研究

新型精铸热锻模具钢的化学成分为（wt％）：0．1～0．5C，2．0～5．0Cr，0．3～3．5Mo，0．2～1．0V。采用250千克中频感应炉不氧化法熔炼工艺，钢温1550℃时插铝出钢，在浇包中加入复合变质剂，对钢液进行孕育变质处理，最后浇注楔形试样。精铸钢经1020℃保温1小时油冷获得马贝复相组织，经440℃或600℃回火。锻钢H13经1020℃油冷分别在600℃或620℃回火。采用MG-2000型销盘式高温摩擦磨损试验机进行高温磨损实验。采用AMRA-1000B型扫描电镜和D／Max-2500／pc型X射线衍射仪对磨损形貌和结构进行观察和分析，并用能谱分析仪进行微区成分的分析；采用HRC150型洛氏硬度计测试硬度值。     

高强度、高表面质量热轧钢板的生产

日本住友金属公司成功地生产出一种表面质量很高的高强度钢板。这种钢板的大致成分为，％：C＜0．25，St0．40～2．0，Mn0．90～2．0，B0．0005。0．of，Cr0．04。2．00，Cu0．30～2．00，Nb0．02～0．30，Ni0．30～2．00，P＜0．10和（或）Ti0．02～0．30，Mn0．30～2．0。钢坯的加热温度为1170～1250C（表面温度），加热时间100～150min。加热后的钢坯经多架除鳞机除去氧化铁皮后进入热轧机轧制，终轧温度＞Ar。，轧成的钢板经冷却段，在表面温度降至650rC以下时卷成卷。该生产技术现已取得了日本的发明专利权。高强度、高表面质量…     

铝合金结构铸件的热处理方法

本专利提出的铝结构铸件的主要化学成分是（wt％）：2．0～11．5Si，0．15—0．4Fe，0．3～5．5Mg，〈0．02Cu，0．4—0．8Mn，0．1—0．2Ti，其余是铝。这种结构铝铸件的热处理规范是：30min内加热到490℃，保温90～120min，空冷到100℃，水淬。又在15min内加热到250℃，保温30—120min，空冷N40℃，最后水淬。     

临界退火过程中Mn分布对冷轧双相钢γ-α转变和机械性能的影响

研究了临界退火过程中和随后的α→γ-α有序转变现象,实现对化学成分为0．13wt％C～1．4wt％Si-2．0wt％Mn低碳冷轧DP钢板机械性能的更好控制。钢在1073K临界退火0-1000s,然后空冷到873—1073K（淬火开始温度：Tq）,随后水淬。随退火时间的延长抗拉强度提高,特别在低Tq时,对应的马氏体体积分数增加,这意味着由于延长退火时间延迟了空冷过程中γ→α转变。用EPMA观察显微组织和元素分布表明,退火250s后γ的体积分数已达到饱和,这时γ中的Mn含量一直在增大。这些结果表明在临界退火过程中,由于Mn的富集提高了γ的化学稳定性,延长退火时间后,在空冷过程中延迟了γ→α转变。为获得冷轧DP钢板稳定的机械性能,认为精确控制显微组织和临界退火过程中置换合金元素再分布是十分重要的。     

车轮用双相钢板控轧控冷工艺

轧制加热温度 12 0 0± 2 0℃、终轧温度为 80 0～ 85 0℃、卷取温度 4 0 0～ 5 0 0℃生产的车轮用双相钢板 (0 0 6 %～ 0 0 9%C ,Si≤ 1 2 0 % ,Mn≤ 1 5 % ,Cr≤ 1 0 % )的组织为铁素体 +10 %～ 2 0 %马氏体 ,屈服强度395～ 4 4 5MPa ,抗拉强度 5 95～ 6 5 4MPa ,延伸率 2 8%～ 34%。每卷带钢纵向强度差为 15～ 33MPa ,在车轮制作过程中冲压成型良好 ,冲废率小于 0 5 %。     

高强度船板钢DH36控冷工艺的研究

通过不同的控冷工艺既采用不同的冷却速度、终轧温度及终冷温度对船板钢DH36的冲击韧性和力学性能的影响进行分析。从而得到最佳的控冷工艺：38mm厚的钢板,终冷温度控制在660℃～680℃,50mm厚的钢板,终冷温度控制在630℃～670℃。使船板钢低温冲击韧性满足标准和船级社要求。     

HQ590DB超低碳贝氏体钢中厚板的研制

采用 18 0t转炉 RH LF(Ca处理 ) 连铸坯 (mm) :2 30 (30 0 )× 16 5 0× 6 0 0 0 4 30 0轧机控轧控冷工艺试制了HQ5 90DB超低碳贝氏体钢 (% ) :0 0 5C ,1 5Mn ,0 0 4Nb ,0 0 2Ti,≤ 0 0 0 0 2B的 30～ 4 0mm中板。连铸坯的 [H]1 7× 10 - 6 ,[O]2 1× 10 - 6 ,[N]2 9× 10 - 6 。终轧温度 80 0～ 85 0℃ ,控制终冷温度 5 90～ 6 30℃ ,获得铁素体 板条状贝氏体组织 ,钢板抗拉强度σb6 5 0～ 6 90MPa ,屈服强度σ0 .2 4 90～ 5 90MPa ,延伸率δ52 0 % ,并具有良好的成形性能。     

通过动态再结晶使HSLA钢的铸态奥氏体晶粒细化

随着炼钢工艺的不断进步，需要细化铸钢中极为粗大的奥氏体显微组织。利用热加工模拟装置研究了经动态再结晶后的HSLA钢中铸态奥氏体的晶粒细化情况。试样取自某钢厂提供的扁铸坯和热轧钢板(0．09％C-1．14％Mn-2．26％Ni-0．54％Mo-0．045％V钢)以及试验室热钢锭(0．14％C—1．45％Mn和0．14％Mn—0．018％Ti钢)。用热压缩试验研究了真实应力-应变曲线和动态再结晶晶粒度随变形温度、变形率和初始r晶粒度变化的关系。试验证实，铸态钢中的动态再结晶的晶粒度完全由稳流应力或Zener—Hollomon参数决定，但不受初始晶粒度的影响。0．09％C-2．26％Ni—Mo—V铸态钢的奥氏体晶粒度随再加热温度的变化很小，而铸态含Ti钢中的流变应力则比该钢种或C—Mn钢热轧板的流变应力高得多。这些似乎分别是由因富集C或合金元素的枝晶间相引起的抑制晶粒长大以及高硬度微观偏析区扩散而造成的。最后，在悬熔熔化和凝固后，进行了直接热变形试验。试验中，含Ti钢从1743K被再加热至1773K，并于1523K时由拉伸应变而变形。试验结果证实，经过动态再结晶后，原本以亳米为单位的极粗的r晶粒度可以细化到130～170μm。     

高镜面塑料模具钢P80在线固溶工艺实践

采用Gleeble 3800热模拟试验机进行了P80在线固溶工艺试验研究，发现开冷温度在870～930℃范围内，温度越低，在线固溶再经过时效后，硬度越高，方差减少，硬度波动降低。在保证获得单相组织，且硬度均匀的前提下，确定了开冷温度与冷却速度等工艺参数：在线固溶工艺为开冷温度860～880℃、冷却速度10℃/s，返红温度≤400℃。利用上述工艺参数进行生产实践，发现在线固溶后的P80钢板经过520℃/3 h时效处理后，组织由贝氏体+马氏体转变为粒状贝氏体+板条贝氏体，硬度为40.1 HRC，满足技术要求，可以实现对离线固溶工艺的替代。     

3Cr2W8V电渣钢力学性能与热震性

13Cr2W8V电渣钢的生产与试验条件采用南京梅山特种钢厂生产的3Cr2W8V电渣钢作为试验分析试样，其生产工艺流程为原材料→中频感应熔炼→电渣重熔→退火→锻造→退火→入库。试验试样取自锻造退火后的锻块，其化学成分为：0．39％C，0．16％Si，0．29％Mn，2．55％Cr，7．95％W，0．34％V，＜0．03％S，＜0．03％P．力学性能试样尺寸按标准进行加工（每一性能3支试样），热疲劳性能试验采用Φ30mm×5mm，边缘带有深度为2mm槽口的圆片试样。试样热处理后，进行各种测试，冲击试样经1050℃油淬，580℃和560℃回火，其余试样经1100℃油淬…     

采用优化成分及控轧控冷降低15MnV钢含锰量的研究

在实验室条件下,研究了15MnV钢降锰的可能性和有效途径。通过试验得出,采用优化碳、钒含量和控轧控冷工艺,将15MnV钢的锰含量降至1.2％仍满足原钢种机械性能要求是可能的。降锰15MnV钢能达到规定强韧性的较佳碳含量为0.12～0.14％、钒含量为0.08～0.12％;合适的控轧控冷工艺为加热温度1150℃、道次变形量14～21％、终轧温度900℃、轧后冷迷4℃/s、终冷温度800℃。     

退火工艺对780MPa级Nb-Ti微合金化双相钢扩孔性能的影响

采用OM、SEM检测手段以及利用扩孔实验方法,研究了退火工艺对780 MPa级微合金化双相钢扩孔性能的影响规律,从而为退火工艺的制定提供指导.结果表明,在加热温度800℃、缓冷温度690℃、快冷温度300℃和过时效温度290℃的条件下,实验钢的扩孔率为29.4％;快冷温度、加热温度、过时效温度和缓冷温度对扩孔率的影响依...     

新钢40tEAF—LF—CC流程生产20钢150mm圆管坯的工艺实践

电炉冶炼控制终点碳为0．10％～0．12％，P≤0．010％。精炼终点S≤0.020％，并喂Si—Ca线和吹氩。连铸控制中间包温度1525℃～1540℃，拉速1．8～2．0m／min，并采用结晶器电磁搅拌。试验9炉20管φ150mm圆坯化学成分（％）：C0．18～0．20，Si0．20～0．26，Mn0．52～0．57，P0．012～0．016，S0．010～0．016。检验结果表明此批20管φ150mm圆坯符合YB／T5222—1993质量标准要求。     

0．1C—1．5Si—1．5Mn—0．4Cr热轧双相钢的相变和组织

0．1C－1．5Si－1．5Mn－0．4Cr钢获得了0．06C－1．3Si－0．9Mm－0．4Cr－0．35Mo型热轧双相钢（F＋M）的相变动力学,即在CCT曲线上出现了温度间隔为100℃的奥氏体亚稳区。随冷速的降低,Si－Mn－Cr钢的组织中多边形铁素体量增多,贝氏体量减少,当冷速减小到0．5℃／s时,组织中出现针状马氏体。     

微钛处理16MnR钢控冷工艺试验

在线加速冷却是钢材获得期望组织与性能的有效途径。试验室筛选出的最佳控冷工艺参数为:终轧温度900～950℃,终冷温度760～680℃,轧后冷却速度5～12℃/s。用该工艺生产的16MnR钢板的力学性能超过了YB(T)40—87标准规定值,而且强、韧、塑性配合较好,其机制是微钛在钢板控冷过程中产生了析出强化效应。该工艺尤其适用于无条件采用控轧工艺的轧钢厂。     

邯钢CSP轧制工艺对HP295钢热轧薄板质量的影响

根据HP2 95钢奥氏体连续冷却转变曲线 (CCT) ,试验了邯钢紧凑式带材生产技术 (CSP)轧制的气瓶钢HP2 95 (0 17%～ 0 18%C ,0 78%～ 0 87%Mn ,<0 .0 2 5 %Ti) 3mm热轧薄板的热轧温度和冷却速度对钢板组织和性能的影响。得出 ,终轧温度为 84 0℃ ,卷取温度不高于 6 5 0℃ ,卷取后强制风冷的工艺措施可细化钢的组织 ,避免钢中出现渗碳体离异共析 ,提高钢板塑性和深冲性能 ,使钢板的冲裂率小于 0 .5 %。     

H11芯棒钢轧后缓冷工艺的试验

1　试验材料和方案Ｈ1 1试验用钢取自现场芯棒坯的切头 ,经锻造加工成Φ1 3ｍｍ的棒材 ,再经过退火降低硬度 ,然后加工成Φ1 0ｍｍ× 1 5ｍｍ的试样。Ｈ1 1试验钢的化学成分见表 1。表 1　Ｈ11芯棒钢的主要化学成分 %ＣＭｎＳｉＣｒＶＭｏ0 .36～0 .420 .30～0 .5 00 .90～1.2 04.80～5 .800 .2 5～0 .5 00 .80～1.0 0　　试验在Ｇｌｅｅｂｌｅ 1 5 0 0热模拟机上进行 ,试样加热温度 1 2 5 0℃ ,保温 1 0ｍｉｎ后冷却至变形温度。变形工艺Ａ为 1 0 5 0℃ (奥氏体再结晶区 )变形 4道次 ,变形程度分别为ε1=1 4% ,ε2 =1 7% ,ε3=2 1 %和ε4 …     

Nb 和热处理对 C-Mn-Si 系冷轧双相钢组织和性能的影响

用25 kg真空感应炉冶炼的含Nb双相钢(%:0.19～0.21C、0.7～0.8Si、1.9～2.1Mn、0.02～0.04Nb)和不含Nb双相钢(%:0.17～0.19C、0.4～0.6Si、1.7～1.9Mn),经实验室双辊轧机轧成3.5 mm板,再冷轧至1.0mm和1.36 mm钢板.冷轧板通过盐浴炉加热至740～820℃缓冷至680℃,再以≥150 ℃/s冷至280℃保温240 s空冷.结果表明,随加热温度提高,铁素体-马氏体组织中的马氏体量增加;当加热温度为820℃时C-Mn-Si双相钢抗拉强度可达1 050 MPa,加Nb后由于晶粒进一步细化,820℃加热时,其抗拉强度可达1 200 MPa.     

模具及温度对1 500 MPa级热成形钢组织性能的影响

采用光学显微镜、扫描电镜,以及单向拉伸试验等手段,研究了模具形状及加热温度对1 500 MPa级热成形钢组织性能及其回弹性的影响。结果表明,初始冷轧钢板组织主要是铁素体和珠光体。随着加热温度的升高,热成形后钢板的强度显著升高后逐渐降低,加热温度860 ℃时性能较优。由于U型件在热成形时发生变形,侧面的抗拉强度比底部的低,在860 ℃时的回弹最小,平均为16.6°。在加热温度860 ℃后采用U型模具的热成形钢的各项性能较优。