Ti元素对碳素结构钢淬透性的影响

在碳素结构钢35钢的基础成分上添加Ti元素,通过末端淬火试验并观察显微组织,添加Ti元素后钢材的淬透性得到了大大提高,J3点硬度提高约5HRC、J5点硬度提高约10HRC、J7点硬度提高约4HRC。试验结果表明,Ti元素对提高碳素钢淬透性有着显著的影响。     

120 t BOF-LF-RH-410 mm x530 mm 大方坯连铸 18CrNiMo7-6 钢的工艺实践

采用铁水+废钢-120 t转炉-LF-RH-410 mm×530 mm大方坯连铸-步进式加热炉-750轧机轧制-退火的流程生产规格Φ115～250 mm 18CrNiMo7-6（/%:0.15～0.19C,0.25～0.40Si,0.40～0.60Mn,1.50～1.80Cr,1.40～1.70Ni,0.25～0.35Mo,≤0.020P,≤0.020S,0.020～0.040Al,0.0100-0.0200N）。通过控制出钢预脱氧和合金化,深真空时间≥15 min,软吹氮气,控制中间包钢水过热度,拉速0.48 m/min,全过程Ar气保护,连铸M-EMS和F-EMS,轧制后退火等工艺措施,生产的产品宏观夹杂物检测含量≤20mm/dm³,碳中心偏析指数≤1.10,晶粒度≥7级,钢材各项指标满足协议要求。     

等温温度对低碳齿轮钢带状组织的影响

通过计算铁素体形核孕育期和形核率探讨了等温温度对带状组织的影响机理,并观察了齿轮钢SAE8822H(/%:0.22C、0.20Si、0.98Mn、0.60Cr、0.46Ni、0.36Mo)在管式炉经930℃10 min降至703～579℃等温1h空冷,或710～570℃等温处理2 h炉冷后钢中带状组织演变。结果表明,贫、富溶质区铁素体形核孕育时间差和铁素体形核率差异是造成等温转变时产生带状的原因;等温温度降低时,贫、富溶质区的孕育期时间差缩短,相对形核率减少,带状减轻;齿轮钢SAE8822H在570℃等温可使带状组织消失,这时相对形核率为6.3%。     

GCrl5 轴承钢 300 mm x400 mm 连铸坯 1180 ~ 1260 ℃ 加热时间对Φ60 mm材带状组织的影响

GCr15轴承钢(/%:0.95～1.05C,0.20～0.30Si,0.30～0.40Mn,1.40～1.50Cr)300 mm×400 mm连铸坯的生产流程为120 t BOF-LF-RH-CC-连轧至Φ60 mm材。生产试验了连铸坯1 180～1 260℃高温扩散时间4.5～24 h对Φ60 mm热轧材碳化物带状的影响。结果表明,随保温时间的增加,热轧材带状级别降低,当保温时间为4.5～6.5 h、6.5～10 h和≥13 h时,Φ60 mm材的带状级别分别达2.5级、2.0级和1.5级。可根据不同带状级别要求,设定相应的保温时间。     

正火预处理对调质26CrMoV钢Φ195 mm棒材横向-20℃冲击功的改善

对直径为Φ195 mm的Ti-V微合金化26CrMoV钢(/％:0.27C,0.45Mn,0.25Si,0.006P,0.004S,0.97Cr,0.78Mo,0.002Ti,0.043V)热轧棒材取样后在热处理试验室分别按880℃淬火+645℃回火和925℃正火+880℃淬火+645℃回火两种工艺进行热处理.通过检测...     

GCr15轴承钢300 mm×400 mm连铸坯1180～1260℃加热时间对Φ60 mm材带状组织的影响

GCr15轴承钢(/%:0.95～1.05C,0.20～0.30Si,0.30～0.40Mn,1.40～1.50Cr)300 mm×400 mm连铸坯的生产流程为120 t BOF-LF-RH-CC-连轧至Φ60 mm材。生产试验了连铸坯1 180～1 260℃高温扩散时间4.5～24 h对Φ60 mm热轧材碳化物带状的影响。结果表明,随保温时间的增加,热轧材带状级别降低,当保温时间为4.5～6.5 h、6.5～10 h和≥13 h时,Φ60 mm材的带状级别分别达2.5级、2.0级和1.5级。可根据不同带状级别要求,设定相应的保温时间。     

中碳碳素结构钢S55C的球化退火工艺

对S55C钢进行了不同工艺的球化退火处理,研究了所获得的组织和硬度。结果表明,S55C钢经740 ℃保温5 h,以≤20 ℃/h的冷速缓冷至700 ℃保温5 h,再以≤40 ℃/h的冷速缓冷至680 ℃保温5 h后空冷,得到的组织为球状珠光体,珠光体球化率≥90%,硬度值165 HBW,符合客户使用要求。     

120 t BOF-LF-RH-410 mm×530 mm大方坯连铸18CrNiMo7-6钢的工艺实践

采用铁水+废钢-120 t转炉-LF-RH-410 mm×530 mm大方坯连铸-步进式加热炉-750轧机轧制-退火的流程生产规格Φ115～250 mm 18CrNiMo7-6(/%:0.15～0.19C,0.25～0.40Si,0.40～0.60Mn,1.50～1.80Cr,1.40～1.70Ni,0.25～0.35Mo,≤0.020P,≤0.020S,0.020～0.040Al,0.010 0-0.020 0N)。通过控制出钢预脱氧和合金化,深真空时间≥15 min,软吹氮气,控制中间包钢水过热度,拉速0.48 m/min,全过程Ar气保护,连铸M-EMS和F-EMS,轧制后退火等工艺措施,生产的产品宏观夹杂物检测含量≤20 mm/dm~3,碳中心偏析指数≤1.10,晶粒度≥7级,钢材各项指标满足协议要求。     

DOE(试验设计)在提升30CrNiMo钢调质棒材冲击功的应用

针对30CrNiMo(/%:0.30C, 0.85Mn, 0.25Si, 0.015P, 0.008S, 0.96Cr, 0.43Mo, 0.78Ni, 0.025Al)高强度钢调质棒材冲击功不稳定的问题,根据DOE试验设计方法,对运用该钢正火温度(870～910℃)、奥氏体化温度(830～870℃)两项因子、三水平的试验方案快速寻找到提升冲击功的最佳工艺组合。对比检测结果发现30CrNiMo钢正火温度越高,淬火后组织晶粒度级别越小,对应冲击功越小。运用Minitab工具制作出冲击功响应晶粒度的拟合公式即：21℃纵向冲击功(J)=27.11+7.751×晶粒度(级)。30CrNiMo钢最佳工艺组合为870℃正火+850℃奥氏体化,其冲击功为106 J。