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通过微合金化成分设计,2 t中频感应炉-680 kg锭-锻轧-φ94 mm×5.2 mm管-冷拔至φ89 mm×5.0mm管-880℃正火的中间试验,和50 t EBT EAF-LF-VD-210 mm×280 mm方坯连铸-轧成φ75 mm管坯-穿孔成φ75mm×5.5mm毛管-冷拔φ70.2mm×5.05mm管-880~890℃正火工业生产,成功开发XGZT850高强韧性非调质钻探钢管(/%:0.35~0.41C,0.20~0.40Si,1.4~1.70Mn,≤0.010P,≤0.010S,0.40~0.60Mo,0.04~0.10V,0.03~0.05Ti)。检验结果表明,钢管的抗拉强度1 029MPa,屈服强度931MPa,伸长率达到13.5%;组织为细小均匀的粒状贝氏体;拉伸断口为韧性断口的特征,冲击断口为准解理+韧性断口。该高强韧性非调质钻探钢管性能满足用户的要求。 相似文献
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《特殊钢》2017,(1)
利用Gleeble-3500热模拟试验机,测定了Φ406.4 mm×16.5 mm X70深海无缝管线钢管(/%:0.07C,0.70Si,0.80Mn,0.008P,0.002S,0.25Ni,0.25Cr,0.20Mo,0.10Cu,0.06V,0.03Nb,0.04Alt,0.0060N)的CCT曲线,并通过光学显微镜,扫描电子显微镜,HV硬度计分析了0.1~100℃/s的冷却速度下钢管的组织特征。结果表明,冷却速度为0.1~5℃/s时钢中组织主要为铁素体+珠光体,当冷却速度大于5℃/s时,钢中组织为贝氏体+铁素体;随冷却速度的提高,钢组织细化,硬度增加;当冷却速度为30~50℃/s时,可以获得适量的板条贝氏体组织,从而可保证管线钢有良好的力学性能。 相似文献
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试验用NS3105合金(/%:0.021C,0.06Si,0.02Mn,0.0007S,0.007P,29.75Cr,59.90Ni,9.88Fe,0.0100N)经12 t真空感应炉熔炼,保护气氛电渣重熔成3 t锭,锻造开坯Φ236 mm坯,热挤压成Φ95 mm×16 mm蒸管,再冷轧成Φ63 mm×10 mm管。研究了冷轧管800~1 140℃5~15 min固溶处理对其组织的影响。结果表明,NS3105合金热加工管经60%变形量冷轧后,合金原有的等轴晶粒发生较大变形,冷轧管变形晶粒800℃开始发生回复再结晶,950℃基本完全再结晶;随着温度提高和时间加长,冷轧管再结晶晶粒不断长大,950~1 080℃时,晶粒长大不均匀,出现混晶和粗细晶条带;1 080~1 120℃时,晶粒长大较均匀;大于1 120℃,冷轧管晶粒长大明显,组织较粗大,NS3105合金冷轧管最佳固溶处理温度为1 080~1 120℃。 相似文献
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试验用NS3105合金(/%:0.021C,0.06Si,0.02Mn,0.0007S,0.007P,29.75Cr,59.90Ni,9.88Fe,0.0100N)经12t真空感应炉熔炼,保护气氛电渣重熔成3t锭,锻造开坯Φ236mm坯,热挤压成Φ95 mm×16mm蒸管,再冷轧成Φ63mm×10mm管。研究了冷轧管800~1140℃ 5~5min固溶处理对其组织的影响。结果表明,NS3105合金热加工管经60%变形量冷轧后,合金原有的等轴晶粒发生较大变形,冷轧管变形晶粒800℃开始发生回复再结晶,950℃基本完全再结晶;随着温度提高和时间加长,冷轧管再结晶晶粒不断长大,950~1080℃时,晶粒长大不均匀,出现混晶和粗细晶条带;1080~1120℃时,晶粒长大较均匀;大于1120℃,冷轧管晶粒长大明显,组织较粗大,NS3105合金冷轧管最佳固溶处理温度为1080~1120℃。 相似文献
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以纯度为99.95%的钨粉为原料,在200 MPa压力下冷等静压成形,2 300℃于H2气氛中进行烧结制得钨烧结坯。钨烧结坯在1 250~1 500℃于H2气氛中经过4道次轧制制得接近理论密度的钨板。通过金相、维氏硬度和高温拉伸强度分析了轧制过程和退火过程中钨板组织和性能的变化规律。通过电子背散射衍射(EBSD)分析了退火过程中钨板织构的衍变。结果表明:轧制过程中钨板的密度、维氏硬度和高温抗拉强度随材料变形量的升高而增大,经过4道次轧制钨板的密度可接近理论密度,维氏硬度和高温抗拉强度分别为HV450和540 MPa;轧制态的钨板晶粒组织有明显沿RD方向拉长,1 350℃退火时,形变织构明显减弱,晶粒取向分布趋于随机。通过统计面积分数分析得到1 350℃钨板晶粒再结晶组织比例占65.8%。 相似文献
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P110级25MnV钢石油套管热处理工艺的优化 总被引:9,自引:0,他引:9
通过CCT曲线测定和热处理正交试验,研究了890~930℃25~45 min淬火和570~610℃50~80min回火参数对25MnV钢(%:0.25~0.30C、1.50~1.80Mn、0.06~0.15V)245 mm×12 mm管组织和力学性能的影响。结果表明,采用910℃35 min水淬+590℃65 min回火,套管的综合力学性能最佳:屈服强度878~906MPa,抗拉强度923~963 MPa,伸长率16.6%~17.4%,满足标准要求。 相似文献
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弥散强化铜材料具有高强度和高导电性的特性,孔洞是影响导电率的重要因素.本文采用高速压制成形技术,对Al2O3质量分数为0.9%的弥散强化铜粉压制成形,研究了压制速度对生坯的影响.当压制速度为9.4 m·s-1时得到密度为8.46 g·cm-3的生坯.研究了烧结温度对烧结所得Al2O3弥散强化铜试样导电率的影响.当生坯密度相同时,烧结温度越高,所得试样的导电率也越高.断口与金相分析表明:烧结温度为950℃时,烧结不充分,颗粒边界以及孔洞多而明显,孔洞形状不规则;烧结温度为1080℃时,颗粒边界消失,孔洞圆化,韧窝出现,烧结坯的电导率为71.3%IACS. 相似文献
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采用斜轧穿孔法制备TA18钛合金管坯,分析了管坯表面质量、氧化层厚度、组织和性能特点,并研究了开坯轧制加工率对管材组织的影响,以及热处理制度对成品管组织与性能的影响。结果表明:斜轧穿孔法制备的管坯表面光滑,其组织为变形的魏氏组织和少量的块状α组织。该管坯在进行两辊开坯轧制时,变形量应控制在55%以内。采用斜轧穿孔管坯生产的48 mm×5 mm成品管材,经过650~670℃×1 h真空退火处理后,其力学性能完全满足国军标GJB 3423—98和美标ASTM B 338—2010的要求。 相似文献
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采用冷加工方法制备了R60702工业纯锆管材,研究了冷加工变形率分别为20%,30%,40%,50%,60%的冷加工及700℃×1 h真空再结晶退火对材料组织和力学性能的影响。结果表明:工业纯锆管材冷加工变形程度在20%时加工硬化明显,随着变形程度的继续增大,硬化程度趋于稳定;700℃×1 h退火后,不同冷加工变形率的管材组织均为再结晶组织,晶粒细化程度随变形率的增加逐渐加大,20%变形率在工业纯锆的临界变形区,晶粒粗大且不均匀;随着变形率的增大材料的强度变化不大,塑性有增加的趋势,20%冷加工变形率时的强度和塑性值均为最低。 相似文献
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摘要:为了解决CPE顶管机组轧制薄壁无缝管实际生产中出现的管壁拉凹问题,基于某钢管公司114mm CPE顶管机组的装备和工艺条件,借助于有限元分析软件Simufact,对42CrMo4钢管典型规格111mm×435mm顶管过程的辊模力、各机架轧件出口壁厚、应力应变及相对滑动速度进行了分析。结果表明,顶管过程中,减壁量较大的机架之间存在张力作用,机架减壁量越大,轧件在辊缝处壁厚减薄量越大;轧件在辊缝处所受到的轴向应力均为拉应力,在靠近轧件头部一段距离内轧件所受到的轴向拉应力较大,发生壁厚拉凹的倾向性增大。机架过大的减壁量和减壁率引起的轧件沿孔型宽度方向的严重不均匀变形、机架间大的张力及芯棒与轧件间过大的速度差引起的芯棒拽入力是顶管过程管壁拉凹缺陷产生的主要原因。 相似文献
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图3-b可以看出,孔型脊部区域的管坯内表面温度明显高于外表面,这主要是由于外表面摩擦较小,而内表面的摩擦相对较大,产生的摩擦热远远大于外表面。由此可知,对于减壁量不大的皮尔格冷轧管,引起金属温度变化的主要因素不是塑性功的转化而是由于摩擦所引起的,因此实际生产中应加强对管坯表面的润滑,以免产生过高的温升。H65黄铜在200℃~700℃会发生脆性转变,如果实际冷轧管生产中,管坯变形区的温度出现如图3所示的情况,即使工作应力较小,也可能超过材料此时的强度极限,从而产生如图4所示的周期性横向裂纹。 相似文献
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改变冷轧道次变形率研究其对TA18钛合金管材组织和拉伸性能的影响。用金相显微镜观察了其微观组织形貌,用Instron 1185拉伸试验机测试了拉伸性能。结果表明:冷轧态TA18钛合金管材显微组织为纤维状;冷轧第三、四道次管材的晶粒取向程度弱于第一、二道次,抗拉强度和屈服强度较低,但延伸率大幅提高;经过750℃/90 min再结晶退火后所有TA18管材晶粒为等轴状晶粒,组织取向消失,同时由于细晶强化作用,使第一、二道次退火后的TA18钛合金管材保持了相对较高的强度和延伸率。由于第三、四道次冷加工态性拉伸能指标与第一、二道次退火态较为接近,因此存在通过连轧的方式来简化工艺流程的可能。 相似文献
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