钢球用钢Φ380mm连铸圆坯表面裂纹原因分析及工艺改进

对Φ380mm高碳钢球钢连铸圆坯轧成钢材出现的表面裂纹进行了统计分析结果表明:抛丸检查后的连铸圆坯表面存在纵向裂纹,主要原因是钢液在结晶器中凝固时冷却不均产生的。通过将结晶器铜管锥度由0.45%/m调整为0.63%/m,1300℃保护渣粘度由0.60 Pa·s降到0.50 Pa·s,1300℃保护渣熔速由36s调整到49s,二冷比水量由0.30L/kg降到0.25L/kg,二冷段四面冷却改为八面冷却等措施,有效降低了大规格钢球钢铸坯及轧材的表面纵裂纹,轧材表面探伤合格率提高到95%以上。     

重轨钢铸坯热装影响因素分析和数值模拟

采用有限差分法建立了钢水从结晶器至二冷区和空冷区冷却过程以及280 mm ×380 mm连铸坯热装热送的温度模型,并分析了重轨钢U71Mn(%:0.66～0.76C、0.15～0.35Si、1.10～1.40Mn)和U75V(%:0.70～0.78C、0.50～0.70Si、0.75～1.05Mn、0.04～0.08V)中的氧、氮含量、铸坯低倍组织和加热炉人口处铸坯输送辊道等对该钢热装的影响。模拟结果表明,重轨钢铸坯热装可缩短加热时间40 min,铸坯输送辊道的工作温度为250℃。     

稀土对V微合金重轨钢高温塑性的影响

U76CrRE钢(/%:0.71～0.80C、0.50～0.80Si、0.80～1.10Mn、0.04～0.10V、0.25～0.35Cr、0.02RE)和U75V钢(/%:0.70～0.78C、0.50～0.70Si、0.75～1.05Mn、0.04～0.08V)的冶炼工艺流程为铁水预处理-150 t复吹转炉-LF-VD 280 mm×380 mm连铸,LF精炼后通过喂稀土包芯线加入稀土。对钢的铸坯进行热塑性试验结果表明,加入稀土主要在第Ⅲ脆性区提高V微合金重轨钢的高温塑性,950～1225℃U76CrRE钢和U75V钢的平均断面收缩率Z值分别为83.34%和65.17%,1250℃U76CrRE钢和U75V钢的Z值分别为58%和12%。为防止铸坯出现裂纹,铸坯的矫直温度应≥900℃。     

55钢150mm×150mm连铸坯皮下裂纹分析与工艺改进

55钢(/%:0.52～0.60C,0.17～0.37Si,0.50～0.80Mn,≤0.035P,≤0.035S)的150 mm×150 mm连铸坯轧钢加热炉加热后存在表面纵向裂纹缺陷。采用金相显微镜对铸坯皮下裂纹缺陷进行分析,结果得出:由于二次冷却不均匀和有害元素Pb在晶界富集导致铸坯皮下产生细小裂纹并扩展长大。通过对二次冷却喷淋系统优化及降低钢水有害元素Pb含量,改善二冷段喷淋冷却效果,提高铸坯冷却均匀性,提高铸坯晶界强度,结果表明:铸坯缺陷明显改善,轧材一次探伤合格率从45%提高到93%。     

Nb-和V-微合金化对高碳钢热加工性的影响

用Gleeble 1500D热模拟机试验了0.03%Nb、0.03%Nb-0.02%V和0.05%V微合金化0.75%～0.78%C高碳钢280 mm×380 mm铸坯上钻取的Φ10 mm×120 mm试样在1 300～800℃的断面收缩率和抗拉强度。结果表明,第1脆性区≥1 200℃和第3脆性区1 000～800℃V-钢的热塑性优于Nb-V钢和Nb钢。扫描电镜和能谱分析表明,Nb-钢铸坯存在Fe-Nb-C共晶体,加入V的Nb-V钢铸坯存在Fe-Nb共晶体。     

55钢150 mm x 150 mm连铸坯皮下裂纹分析与工艺改进

55钢(/%:0.52～0.60C,0.17～0.37Si,0.50～0.80Mn,≤0.035P,≤0.035S)的150 mm×150 mm连铸坯轧钢加热炉加热后存在表面纵向裂纹缺陷。采用金相显微镜对铸坯皮下裂纹缺陷进行分析,结果得出:由于二次冷却不均匀和有害元素Pb在晶界富集导致铸坯皮下产生细小裂纹并扩展长大。通过对二次冷却喷淋系统优化及降低钢水有害元素Pb含量,改善二冷段喷淋冷却效果,提高铸坯冷却均匀性,提高铸坯晶界强度,结果表明:铸坯缺陷明显改善,轧材一次探伤合格率从45%提高到93%。     

温度和变形参数对Q345C钢连铸坯热塑性的影响

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。     

铌-钛微合金化中碳硼钢连铸坯的高温力学性能

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。     

C36船板钢铸坯角部横裂和高温热塑性分析及改进工艺

利用Gleeble-3500热模拟试验和Factsage7.0软件、扫描电子显微镜、红外热像仪等方法对微合金化0.125%C C36船板钢250 mm×2070 mm连铸板坯高温热塑性及其角部横裂纹的形成机理进行了系统分析。结果表明,800～1 200℃为C36船板钢的高温塑性区间,其中800～1 000℃的断面收缩率为75.5%～80.9%,1 050～1 200℃的断面收缩率达到87.8%～95.0%。第二相粒子NbC在950～1 100℃的大量析出是阻碍该变形温度下C36船板钢中再结晶晶粒长大的主要原因。C36船板钢铸坯角部横裂纹形成于外弧且为沿晶脆性开裂,其裂纹的形成可能与其连铸二冷9段铸坯外弧角部温度(706℃)接近脆性温度区间且进行了静态压下有关。通过将C36钢连铸拉速从0.90 m/min提高至0.95 m/min,铸坯外弧角温度由706℃提高至731℃,铸坯外弧角裂纹发生率由5.67%降至3.68%。     

10B21合金冷镦钢连铸坯动态连续冷却转变曲线的测定和分析

10B21钢280 mm×380 mm连铸坯(/%:0.19C,0.05Si,0.79Mn,0.017P,0.002S,0.17Cr,0.032Ti,0.002 0B,0.025Als)的冶金工艺流程为100 t BOF-LF-VD-CC。利用Gleeble-3800热模拟试验机,测定了10B21钢冷却速度0.2～50℃/s的膨胀曲线,结合热膨胀法和金相-硬度法,获得了该钢的动态连续冷却转变(CCT)曲线。结果表明,在冷却速度0.2～1℃/s时,该钢组织为铁素体(F)和珠光体(P);5～20℃/s可能是魏氏组织(W)形成的冷却速度范围; >5℃/s时,实验钢开始出现贝氏体(B)组织; >10℃/s时,实验钢的组织出现马氏体(M)组织; >25℃/s实验钢的组织主要由B+M组成; >50℃/s时,得到单一的M组织。     

攀钢120 t转炉-LF+RH流程20CrMnTiH窄淬透性带齿轮钢的试制

攀钢采用120 t转炉-130 t LF+RH-280 mm×380 mm方坯连铸-热轧工艺生产Φ25～160 mm 20CrMnTiH齿轮钢(%:0.20～0.22C、0.25～0.31Si、0,93～1.00Mn、1.03～1.15Cr、0.05～0.08Ti)。检验结果表明,钢中氧含量(10～20)×10^-6(平均14×10^-6),淬透性(J₉,J₁₅)带宽△HRC值≤7,机械性能和组织均符合GB/ T5216-2004标准要求。     

油井用N80级36Mn2V非调质钢管坯的冶炼工艺实践

攀钢采用铁水预处理120 t转炉冶炼-主要成分为CaC₂的P1脱氧剂预脱氧、合金化-LF+RH精炼- 280 mm×380 mm方坯连铸工艺生产36Mn2V非调质钢(%:0.34～0.38C、1.45～1.70Mn、0.11～0.16V、≤0.020Ms)。分析和检验结果表明,Si、Mn、V合金元素的平均收得率分别为85.8%、98.0%和96.0%;140 mm圆管坯的T[O]为(6.4～13.0)×10^-6(平均9.1×10^-6),[N]为(28.0～59.0)×10^-6,管坯的冶金质量均满足技术条件的要求。     

湘钢240mm×240mm方坯连铸机高效化改造

通过增加结晶器长度、一次冷却水流量 ,采用二冷动态配水、结晶器液面自动控制和结晶器电磁搅拌等改造措施 ,湘钢 240mm× 240mm方坯连铸机小时产量由 64.73t提高到 84.67t,拉速由 0.5～ 0./8m min提高到 10～ 11m /min ,生产的钢种为 20管坯钢、45钢、中低压锅炉管用钢、40Cr、20Cr等。 20管坯最大合格率由 2 0 0 2年的～ 6 0 %提高到 2003年的 80 %。     

回火工艺对热轧U20Mn2SiCrNiMo贝氏体钢轨组织性能的影响

U20Mn2SiCrNiMo贝氏体钢轨的生产流程为150 t 转炉-LF-VD-280 mm×380 mm铸坯 轧制,终轧930~980 ℃,空冷-340 ℃ 4 h两次回火,空冷。U20Mn2SiCrNiMo钢热轧态(终轧930~980 ℃空冷）和(320 ℃一、二次回火)组织均由贝氏体、马氏体和残余奥氏体组成。力学性能试验结果表明：U20Mn2SiCrNiMo钢轨最佳回火工艺为320 ℃ 4 h空冷+320 ℃ 4 h空冷二次回火,其性能为：屈服强度1242 MPa,抗拉强度1393 MPa,HBW硬度值417,伸长率15.0%,断面收缩率60%,冲击吸收功K_U2 98 J,轨底纵向残余应力+180 MPa。     

重轨钢连铸凝固末端位置研究及工艺优化

根据武钢第一炼钢厂重轨钢连铸生产条件,建立380 mm ×280 mm方坯凝固传热数学模型,并采用射钉法验证及修正。模拟结果表明,U71Mn和U75V钢的凝固末端各自位于距结晶器液面16.96～21.68 m和16.50～21.17 m;减弱二冷强度或增大拉速,U71Mn和U75V钢凝固终点均会明显后移。根据计算结果,二冷制度由弱冷(0.346 L/kg)改为超弱冷(0.218 L/kg),拉速采用0.7 m/min,应用1～4~#机架轻压下,压下量为5～7 mm,U71Mn和U75V钢凝固终点延长至21 m以上。连铸工艺优化后,重轨钢大方坯中心疏松Ⅰ级内平均合格率由89.64%提高到99.50%。     

300mm×300mm EA4T车轴钢坯生产工艺实践

EA4T车轴钢（/%:0.22～0.29C、0.15～0.40Si、0.50～0.80Mn、≤0.020P、≤0.015S、0.90～1.20Cr、0.15～0.30Mo、≤0.06V）采用30 t EBT电弧炉40 t LF/VD-5 t铸锭工艺生产,并经8 MN油压机锻成300 mm x300mm钢坯,锻造比≥9。结果表明,EA4T钢[O]为（12-15）×10^-6,[H]为（1.2～1.6）×10^-6,经900～920℃淬火,600～650℃回火后,抗拉强度R_m721⁷45 N/mm²,屈服强度R_eh463～470 N/mm²,伸长率A₅ 19.0%～19.5%,纵向冲击功53～73 J,横向冲击功36～41 J,组织为贝氏体一回火马氏体,10⁷循环疲劳极限为350 N/mm²。     

280 mm×380 mm连铸坯结晶器电磁搅拌技术的应用

试验研究了电磁搅拌的电流(150～500 A)对重轨钢U75V等钢种(mm)280×380、280×325连铸坯冶金质量的影响。结果表明,当电流由250A提高至500A时,重轨钢U75V铸坯中心区等轴晶率由18.8%增至36.2%,夹杂总量由8.53mg/10kg降至4.68mg/10kg,中心疏松、偏析、缩孔、中心裂纹和中间裂纹等缺陷≤1.0级别的比例达98%。中碳钢连铸电磁搅拌电流为350～400A,低碳钢连铸电磁搅拌电流为250A时,铸坯内部缺陷≤1.0级的比例分别为93%和90%。