轴承钢GCr15低温轧制组织研究

利用Gleeble2000热模拟机研究了轴承钢GCr15在不同形变温度条件下的形变奥氏体组织状态,分析了950℃的高温轧制和750℃低温轧制的室温组织区别,结果表明,高温轧制时奥氏体发生动态再结晶,室温组织珠光体晶粒较大,珠光体组织内的渗碳体片层清晰,生长有规则;低温轧制时轴承钢GCr15为奥氏体＋渗碳体双相区形变,奥氏体不发生动态再结晶,同时渗碳体沿晶界发生动态析出,呈断续和球状,室温组织网状和珠光体晶粒尺寸降低,渗碳体片层生长不规则。     

高碳钢盘条SWRH82B心部网状渗碳体产生原因及改善方法

通对SWRH82B预应力钢丝用热轧盘条拉断试样进行理化分析并自查炼轧钢工艺,分析了轧制过程中网状渗碳体的产生原因,通过风冷工艺改进,有效地解决了82B热轧盘条心部产生网状渗碳体的问题。     

82B热轧盘条浅表面网状渗碳体缺陷原因分析

为了研究12.5 mm规格82B的热轧盘条浅表面网状渗碳体缺陷的产生原因,使用光学显微镜对82B的热轧盘条浅表层显微组织进行观测、连铸坯表面铣削后检测浅表层碳质量分数、连铸坯表面剥皮后轧制、使用无碳结晶器保护渣和调整连铸坯加热温度。结果表明,连铸坯浅表层不同深度碳质量分数在凝固偏析的范围内属正常波动,未见明显表面增碳现象;连铸坯浅表层剥掉 3.0～5.0 mm后轧制,82B的热轧盘条浅表面网状渗碳体缺陷仍然存在,没有减少的趋势;使用无碳结晶器保护渣生产的连铸坯轧制成材后,盘条浅表面网状渗碳体缺陷依然存在,且没有减少;把连铸坯开轧温度由890～910调整到960～1 010 ℃后, 82B的热轧盘条浅表面再也没有发现网状渗碳体。综合以上结果,该厂82B的热轧盘条浅表面网状渗碳体缺陷是由不恰当的连铸坯加热温度造成的,而不是连铸坯表面增碳造成的。     

S WRH82B有害组织形成原因及控制措施研究

通过对汉钢公司2号单高线生产的SWRH82BΦ12.5 mm钢材的轧制情况进行跟踪研究,发现其钢材的金相组织存在网状渗碳体,级别基本在4.0级,存在心部马氏体,级别基本在1.5级。针对存在的有害组织,分别对Mn、Cr等元素的成分偏析控制、调整和优化轧制工艺控制,有效地改善了网状渗碳体及心部马氏体的产生,提高SWRH82B盘条质量。     

预应力钢绞线SWRH82B断裂分析

分析了预应力钢绞线SWRH82B笔尖状断裂的形成原因,结果表明:笔尖状断裂主要是由于心部网状渗碳体和马氏体硬脆相在拉拔过程中形成微裂纹产生的;网状渗碳体组织是由于心部碳元素偏析造成心部局部增碳,二次渗碳体沿晶界优先析出形成的;马氏体组织是由于心部合金元素偏析,改变轧制冷却过程中的等温转变曲线,为心部马氏体的形成创造有利条件形成的。     

82B盘条常见质量缺陷分析及改进

介绍了82B盘条几种常见的质量缺陷,其中包括存在表面缺陷、夹杂物、心部网状渗碳体及马氏体组织等。利用显微镜、显微硬度计和扫描电镜等仪器对缺陷进行检验分析。从炼钢、连铸及轧制等生产工艺中查找缺陷来源,并提出了相应的预防和改进方案。     

末端电磁搅拌电流对SWRH82B中心偏析的影响

为解决SWRH82B中心马氏体和网状渗碳体级别高的问题,改善铸坯中心偏析,提高金相检测合格率,通过在方坯连铸机凝固末端增加电磁搅拌并优化相应的工艺参数,确定了适宜的搅拌电流值,明显改善了中心偏析,获得了最佳的铸坯内部质量和轧制后线材良好的性能。     

82B中心网状渗碳体产生原因及改善方法

研究了网状渗碳体级别与盘条及连铸坯中心碳偏析之间的定量关系,同时分析了影响铸坯中心偏析的关键连铸参数。结果表明:盘条中偏析比超过1.20就会有网状渗碳体形成;连铸坯中碳偏析指数大于1.16,盘条中就会出现超标的网状渗碳体。降低过热度,降低拉速,增大二冷水比水量,可以有效地降低铸坯中心偏析。通过工艺调整,铸坯中心平均碳偏析指数由1.13降低为1.08,网状渗碳体判次比例由2.0%降低为0.8%。     

77MnCr钢丝笔尖状断口形态的分析

某预应力钢丝生产厂在使用Φ12.5 mm的77MnCr盘条生产Φ7.0 mm的螺旋肋预应力钢丝时,常在拉拔过程中发生断线的现象.针对该问题,利用光学显微镜、扫描电镜和能谱仪对77MnCr盘条在冷拉拔过程中产生笔尖状断口的断裂试样进行了系统检测和分析.检验结果表明,试样中心部位存在的“V”形裂纹是造成盘条在拉拔过程中产生断裂的裂纹源.经分析得出V形裂纹的形成与盘条心部存在的网状渗碳体有关,而网状渗碳体的产生与连铸坯中心偏析,尤其是碳偏析和盘条轧制过程中的冷却速度有着十分紧密的关系.     

SWRH82B/SAE1080高速线材边缘网状渗碳体的成因及预防

对湘钢生产的SWRH82B/SAE1080高速线材边部出现的网状渗碳体成因进行了详细分析,并通过大量的检验和试验找到了边缘网状渗碳体产生的原因,从生产工艺、原辅材料、使用过程等方面进行了调整,有效地消除了此类不利金相组织的产生.     

SWRH82B盘条笔尖状断口分析

分析SWRH82B盘条拉拔过程中出现笔尖状断口的原因,指出网状渗碳体、芯部马氏体是产生笔尖状断口的主要原因,提出改善SWRH82B盘条网状渗碳体、芯部马氏体的方法和措施。     

GCr15轴承钢断裂原因分析

采用宏观及微观断口分析、化学成分分析和金相检验等方法,对GCr15轴承钢断裂的原因进行了分析。结果表明:造成该轴承钢断裂的原因是其芯部晶粒粗大并且产生了严重的网状渗碳体,钢材从芯部粗大网状渗碳体处起裂,并最终导致钢材断裂。     

汽车安全带卷簧用热轧钢带的开发生产

根据性能要求,冶炼过程采用洁净钢冶炼技术,热轧过程严格控制轧制工艺,成功开发生产了汽车安全带卷簧用热轧钢带,产品质量检测表明,钢的化学成分控制较好,钢质纯净,夹杂物尺寸小,热轧钢带的组织为珠光体,无网状渗碳体,边部无全脱碳层,珠光体片层细且均匀,片层间距300～450 nm。     

预应力钢绞线SWRH82B拉拔尖杯状断口分析

分析了SWRH82B拉拔尖杯断口的宏观形貌及径向碳含量、低倍、金相组织,结果发现碳含量极差最大达到0. 033%;经过直径的纵剖平面存在多处人字裂纹,裂纹附近有严重网状渗碳体组织。分析认为:尖杯状断口形成的直接原因是心部单元体金属存在塑性流变不连续,发生位错塞积,产生应力集中,通过萌生裂纹的方式实现局部应变;根本原因是连铸坯碳偏析使盘条心部存在网状渗碳体,塑性降低,脆性增加所致。在炼钢和轧钢工序实施一系列改进措施后,网状渗碳体得到有效控制,拉拔断丝发生率明显降低。     

终轧温度对GCr15轴承钢网状碳化物析出的影响

研究了终轧温度(750～900℃)和成品规格(Φ12 mm和Φ5.5 mm)对GCr15轴承钢网状碳化物析出的影响。结果表明,当轧制规格为Φ12 mm、终轧温度为800℃时,碳化物网状级别最低,为1.5,终轧温度降至750℃时,碳化物网状级别增加至2.0;当轧制规格为Φ5.5 mm、终轧温度为850℃时,碳化物网状级别最低,为1.5,终轧温度在800℃时碳化物网状级别又升高至2.5。小规格轧材终轧温度过低,不利于网状碳化物析出的抑制,最佳终轧温度与轧制规格有关。     

过共析钢轨生产工艺研究

过共析钢轨以高耐磨、高强韧性而著称,可以广泛应用在服役条件复杂的小曲线半径上。通过对合金体系设计、纳米相析出和在线热处理协同控制先共析渗碳体析出关键技术的研究,利用微合金化技术、碳化物生成元素、抑制晶界碳化物生成元素添加,抑制奥氏体温区晶界网状二次渗碳体的生成,配合精准的在线冷却工艺控制有效抑制渗碳体的生成,实现了过共析钢的开发与研究。     

轴承钢GCr15控温轧制探索

韶钢使用旧的控温轧制工艺生产GCr15轴承钢,网状碳化物等级偏高.优化控温工艺,根据不同规格采用控轧控冷或者轧后控冷两种控温轧制方式,有效地控制网状碳化物析出,降低了网状碳化物等级,满足了客户要求.     

预应力钢绞线82B盘条异常组织检测与成因分析

82B盘条中异常组织如马氏体、网状渗碳体使其在拉拔中易发生断裂，严重影响生产经济效益，且其中马氏体等级与产品质量密切相关。针对82B盘条出现马氏体甚至同时出现网状渗碳体异常组织的问题，通过场发射扫描电镜(SEM)、电子探针(EPMA)等实验方法观察盘条横、纵截面金相组织及测定横截面合金元素分布分析其形成原因，并对两种马氏体等级评定方法进行了评估。结果表明：采用横截面法评定的马氏体等级高于纵截面法0.5～1.0级。生产批量检测时应采用横截面法，而在研发和处理用户质量异议等特殊情况下，宜辅助采用纵截面法。心部1.01～1.16的锰、铬元素偏析是马氏体形成的主要原因；网状渗碳体的形成主要原因则是碳元素含量过高。     

70钢盘条拉拔断裂的原因分析

70钢盘条在拉拔时发生断裂,经对盘条拉拔工艺和盘条材质进行分析,认为盘条心部存在网状渗碳体是造成拉拔断裂主要原因.     

退火温度对350 MPa级冷轧钢板微观组织和力学性能的影响

利用实验室退火模拟装置模拟350 MPa轧硬板在不同退火条件下的工艺试验，将退火后的钢板进行材料力学性能和金相组织分析，结果表明：原始轧硬板为轧制纤维状组织，当退火加热温度升高到610～640℃,钢板发生部分铁素体再结晶；随着温度进一步升高，纤维状魏氏组织中出现细小铁素体晶粒和渗碳体，再结晶铁素体晶界析出弥散渗碳体；当退火温度升高到730℃时，弥散析出的渗碳体开始聚集长大，在轧制方向沿晶界分布；基于实验结果，实际工业试验中选择700～750℃的退火温度进行工艺验证，钢板实际性能达到：屈服强度平均值407 MPa,抗拉强度平均值491 MPa,伸长率平均值23%。