高碳钢82B精炼过程中的氮控制

对2008年8月份高碳钢82B两种不同精炼工艺路线的氮含量进行分析,调查各精炼工序氮的变化原因,并采取相应的改进措施,从而在9月份的氮控制上获得比较明显的效果。

高碳钢82B纵裂形成原因及连铸工艺优化

为保证82B高碳钢的生产效率,提高82B高碳钢的成钢率,对高碳钢82B纵裂形成原因及连铸工艺优化方法进行研究。首先需要确定82B高碳钢材料中的化学元素在高温条件下对钢铁锻铸造成的影响,并判断碳元素、硫元素、硅元素的质量分数与纵裂现象产生的概率之间的函数关系,然后分析连铸工艺对82B高碳钢纵裂现象造成的影响。

V、N微合金化对高碳钢82B性能的影响

研究了V和V、N微合金化高碳钢82B固溶加热连续冷却和高温热变形连续冷却后的强韧性。结果表明,固溶加热连续冷却后,82B钢随钒含量的增加,强度增加、塑性降低,塑性主要受索氏体片层间距的影响。经高温热变形连续冷却后,与未热变形的相比,试验钢的强度和塑性均显著提高,索氏体团显著细化,钒氮同时加的82B钢强韧性最高,热变形连续冷却后性能提高的原因主要是索氏体团的细化和V(CN)的形变诱导析出。

82B高碳钢盘条连续冷却转变曲线的测定及其相变规律

采用GLEEBLE3800型热模拟试验机对82B高碳钢盘条进行连续冷却试验,利用光学显微镜及扫描电子显微镜对不同冷却速率的试样进行显微组织分析,绘制连续冷却转变曲线。结果表明:开始产生马氏体组织的临界冷却速率为5℃/s,冷却速率为0.5~5℃/s时,组织为珠光体和索氏体;通过性能对比发现,冷却速率为3℃/s时,82B高碳钢盘条的综合性能达到最佳。

82B高碳钢热变形奥氏体再结晶行为研究

用Gleeble2000热模拟试验机对82B钢奥氏体再结晶进行了研究。结果表明,82B钢以0.5s-1的应变速率在950℃及其以上温度进行变形时将发生动态再结晶,950℃以下发生动态回复;以2s-1的应变速率在1000℃以上进行变形时发生动态再结晶,1000℃及其以下仅发生动态回复;在所有试验温度以10s-1和30s-1的应变速率变形时,均仅发生动态回复。恒温双道次压缩时,在3￣200s的间隔时间内均发生了静态再结晶。

130t BOF-LF-150mm×150mm CC流程控制高碳钢SWRH82B氮含量的工艺实践

0.79%~0.86%C SWRH82B高碳钢的生产流程为130 t顶底复吹转炉-LF-8流150 mm×150 mm坯连铸工艺。通过转炉吹炼时采用较高泡沫渣高度,终点枪位较其他钢种高100~150mm,转炉全程底吹氩0.02~0.05 m^3/(t·min),圆流出钢,LJ精炼时快速成渣,合适的吹氩量20~30 m^3/h,连铸全程保护等工艺措施,有效控制钢中氮含量,205炉氮含量分析表明,钢中氮含量为13.7×10^(-6)~37.4×10^(-6),平均氮含量为23.3×10^(-6)。

82B高碳钢小方坯中磷的偏析行为

研究了拉速(2.8～3.0 m/min)、二冷比水量(0.83～1.8 L/kg)和末端电磁搅拌(0～400 A,6 Hz)对82B钢(/%:0.79～0.81 C、0.21～0.24Si、0.81～0.83Mn、0.012～0.016P、0.005～0.008S、0.25～0.30Cr)130 mm×130mm铸坯断面P偏析的影响结果表明,磷在铸坯中的最大偏析点不在凝固中心,而是在柱状晶与等轴晶交界处;随着二冷比水量的增大、拉速的降低及末端电磁搅拌强度的增大,P元素的最大偏析率有明显降低。

转炉出钢增碳剂和RH精炼对高碳钢SWRH82B洁净度的影响

通过分析高碳钢SWRH82B生产过程钢样中总氧、氮含量及显微夹杂物的变化,对比了BOF-普通增碳剂-LF-RH-CC,BOF-普通增碳剂-LF-CC和BOF-低氮增碳剂-LF-CC三种精炼工艺对洁净度的影响。结果表明,增碳剂种类对转炉出钢增氮有显著影响,使用低氮增碳剂(含0.040 0%N)在不用RH处理条件下,可控制钢中低氮含量(LF终点0.002 3%N);使用普通增碳剂(0.500 0%N)导致钢中氮含量增高(LF终点0.005 3%N),RH终点钢中N%可降至0.003 3%;是否采用RH处理,对钢中总氧含量无明显影响;在采用低氮增碳剂基础上不用RH处理,可控制铸坯中总氧≤20×10^(-6)、氮含量为41×10^(-6)。

82B高碳钢热轧盘条心部异常组织分析及改善措施

某钢厂82B高碳钢热轧盘条心部出现网状渗碳体和马氏体异常组织。通过化学成分分析、金相检验、扫描电镜分析等方法,分析了其心部异常组织产生的原因。结果表明:82B高碳钢热轧盘条心部出现马氏体是由于坯料心部存在晶内锰、铬合金元素微观正偏析,并在轧制后的马氏体形成温度段的冷却速度偏快;心部出现网状渗碳体是由于坯料心部存在较严重的碳元素宏观正偏析,并在轧制后的索氏体形成温度段的冷却速度偏慢。通过多次工艺试验,调整盘条轧制工艺和轧后冷却工艺,不仅消除了心部马氏体组织,而且降低了网状渗碳体出现的概率。

82B高碳钢盘条孔型优化研究

针对某产线在生产ϕ12.0~ϕ13.0 mm 82B高碳钢盘条时网状渗碳体超标、轧制速度受限和尺寸波动较大等问题,对预精轧和精轧机组的孔型配置进行了优化,合理调整了延伸系数和堆拉系数,在不改造风机、飞剪等工艺设备的情况下,提高了水箱和斯太尔摩风冷线的冷却能力,改善了盘条组织,并且提升了轧制速度和产品尺寸精度。盘条的抗拉强度均值不小于1 180 MPa,断面收缩率均值不小于36%,索氏体率不小于85%,晶粒度在7级及以上,消除了2.0级以上的网状渗碳体,实现了82B高碳钢盘条的稳定批量生产。

时效处理对高碳钢盘条性能的影响

研究了时效处理时间对SWRH72B和SWRH82B高碳钢盘条抗拉强度和断面收缩率的影响规律,测量了材料中氢含量的变化,用扫描电镜分析了高碳钢盘条拉伸断口形貌的变化。结果表明,经过时效处理后,SWRH72B和SWRH82B高碳钢盘条的抗拉强度变化不大,但断面收缩率提高50%以上;随着时效时间的延长,盘条中氢含量逐渐降低;未经充分时效处理的拉伸断口上存在白圈,时效处理后白圈消失。

高碳钢150 mm×150 mm连铸坯堆垛缓冷对碳偏析的影响

高碳钢SWRH82B（0.81％C）盘条用于生产预应力钢丝钢绞线,其中网状碳化物是造成冷拔断裂的重要原因.试验了该钢150 mm×150 mm铸坯堆垛缓冷时间（0～48 h）对铸坯碳偏析和Φ12.5 mm盘条碳化物的影响.结果表明,直接空冷时的铸坯中碳含量的差值为0.116％,堆垛缓冷12,24,36,48 h后碳含量差值分别降至0.088％,0.080％,0.075％和0.076％,盘条中网状碳化物也相应降低;SWRH82B钢150 mm× 150 mm连铸坯堆垛缓冷24h,可以满足盘条冷拉工艺要求.

高碳绞线钢SWRH82B“笔尖”断裂分析与工艺改善

通过对高碳钢绞线SWRH82B拉丝材笔尖断裂的分析,得出笔尖状断口的中心网状碳化物级别≥4,存在较严重的碳偏析,组织转变上的差异导致拉拔变形不均匀产生断裂缺陷。通过对180 mm×180 mm断面高碳钢SWRH82B方坯中心碳偏析产生机理的研究,将钢水过热度从15~40℃调整为20~30℃、拉速由1.5 m/min降至1.4 m/min、末端电磁搅拌由电流350 A增加至400 A,钢坯的碳偏析指数由1.18降至1.06,明显降低了SWRH82B钢的拉丝材笔尖状断口发生率。

82B高碳钢盘条的动态连续冷却组织转变

针对82B高碳钢盘条实际生产条件及存在的问题,应用Gleeble-1500热/力模拟机测定82B高碳钢盘条动态连续冷却转变曲线,分析了终轧温度和冷却速度对盘条组织的形成、演变规律的影响。结果表明,终轧温度在950℃时,盘条轧后冷却速度<1℃/s时,有网状渗碳体沿晶界析出,6℃/s时开始生成马氏体组织;终轧温度在700℃时,形成的珠光体组织更加细小均匀,冷速直到9℃/s时才产生马氏体组织。

82B高碳钢连铸坯中心偏析及线材质量的改善

为了解决用连铸坯直接轧制的82B高碳钢线材易脆断的问题,进行了试验研究,通过金相组织检验分析等方式,找出了导致82B线材易脆断的主要原因是铸坯中心偏析,并在生产中采取了降低中包钢水过热度、用拉矫辊实施轻压下等措施,使82B高碳钢铸坯中心偏析及轧制的线材质量得到明显改善。

82B钢精炼处理后软吹时间对夹杂物行为的影响

为了满足82B钢质量要求，通过对精炼处理后软吹过程中的钢水进行取样，并对钢样中的夹杂物进行全面检验分析，研究了不同软吹时间条件下钢中夹杂物数量及尺寸的变化情况。结果表明：综合考虑夹杂物的去除效果和软吹过程的温降等因素，认为软吹时间控制在25-35min较为合理。生产统计数据表明，改善软吹工艺后，钢水的洁净度有了大幅提高。

B82Mn钢盘条奥氏体晶粒度检测方法

为了准确检测B82Mn高碳钢盘条奥氏体晶粒度的大小,采用冲击法和电子背散射衍射(EBSD)自动分析技术显示其晶界,并与金相腐蚀法进行了对比。结果表明:与直接侵蚀法相比,冲击法和EBSD分析技术可以更好地显示高碳钢热轧态盘条的奥氏体晶界,干扰因素少,检测结果真实可靠。