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。

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高碳钢临界应变的数学模型

在EttoreAnelli提出的热轧控冷线棒材临界应变模型的基础上 ,用Thermecmaster Z热模拟试验机得出成分为 (% ) :0 82C 0 6Mn 0 1Cr的 82B钢在原始晶粒直径 4 7～ 12 4 μm ,变形温度 90 0～10 5 0℃和变形速率 (0 1～ 2 5 ) s时的应力 应变曲线 ,并按照所确定的临界应变模型系数 ,建立了 82B高碳钢的临界应变模型ε=0 0 1d0 .1 772 830 ε·exp(16 5 2 82 .1RT ) 0 .1 42 72 2 。结果表明 ,随热变形温度的增高 ,应变速率的减小和原始晶粒细小 ,钢更易进行动态再结晶 ,温度和应变速率的影响较钢中原始晶粒尺寸对钢的动态再结晶的影响更大。模型计算值和实验测量值相一致。

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。

82B盘条质量分析与讨论

通过对82B盘条质量的分析与讨论，弄清了钢丝及钢绞线生产企业对盘条质量的要求，知晓了国内盘条存在的主要质量问题。为了满足用户使用要求，水钢研究开发了成分合理、钢质洁净、性能稳定的82B盘条。

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。

82B钢的微合金化-相变控制与生产实践

为了优化82B钢的成分和热轧冷却工艺,以提高82B盘条的强度,测定了80钢和82B钢的等温转变温度对相变时间、珠光体片层间距的影响以及Cr元素对82B相变温度的影响,分析了Cr合金化和相变控制对82B盘条的微观组织和抗拉强度的影响。对于82B,当温度在595~615℃相变速度最快,其转变时间为10~15 s,在590~625℃可得到理想的0.10~0.20μm的珠光体片层间距;通过添加0.18%~0.24%Cr和控制热轧冷却速度,可以控制82B钢的相变温度区间和相变速度,得到均匀细片状的珠光体组织;将Φ12.5 mm 82B盘条的主要成分调整为0.78%~0.84%C、0.15%~0.35%Si、0.78%~0.88%Mn和0.18%~0.24%Cr;在热轧控冷过程中,弱化水冷,强化风冷,控制82B盘条的吐丝温度为840~880℃,目标值860℃,增大82B盘条在风冷线上的冷速,提高了盘条的强度。

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。

高碳钢82B盘条断裂原因分析

运用扫描电镜、金相显微镜、显微维氏硬度计等分析手段,对高碳钢82B盘条不同断口形态及原因进行了分析,提出了生产、存放及深加工过程的控制措施。通过采用结晶器电磁搅拌技术、恒拉速操作、严控轧制和冷却工艺参数、合理分配拉拔道次变形量等措施,82B线材的断裂现象得到有效控制,提高了产品质量和生产效率。

SWRH82B盘条的质量探讨

通过对SWlkH82B盘条质量的探讨，弄清了钢丝及钢绞线生产企业对盘条质量的要求，知晓了国内盘条存在的主要质量问题。为了满足用户使用要求，水钢研究开发了成分合理、钢质洁净、性能稳定的SWRJ-182B盘条。

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。

国内外高级硬线钢实物质量对比

分析对比了国内外钢厂生产的高级硬线钢的化学成分、金相组织和力学性能、显微氧化物夹杂、小方坯中心碳偏析,为改善高碳钢实物质量提供依据。

高强度预应力钢绞线用盘条的质量控制

综合分析高强度预应力钢绞线盘条的质量控制因素,讨论82B钢的化学成分、轧后控冷工艺对盘条强度的影响,以及夹杂物和碳偏析对盘条面缩率的影响;研究造成82B盘条冷加工断裂的主要原因,重点阐述高碳钢连铸小方坯中心碳偏析和夹杂物的控制措施。

高碳钢线材表面清洗工艺探讨

以82B线材为例,分析高碳钢线材酸洗处理后线材表面手感粗糙、黏滞的原因。结合实际生产,对HCl酸洗的工艺参数进行改进:(1)各酸洗槽形成合适的HCl质量浓度范围和梯度,其中2#酸槽ρ(HCl)为110～150 g/L,ρ(FeCl2)为90～150 g/L;3#酸槽ρ(HCl)为170～210 g/L,ρ(FeCl2)为20～60 g/L;4#酸槽ρ(HCl)为210～250 g/L,ρ(FeCl2)为10～30 g/L。(2)酸洗时间10～14 min。(3)采用常温酸洗,无需加热。(4)缓蚀剂添加量以酸液表面形成泡沫层为宜。采用新酸洗工艺后,高碳钢线材表面光滑、无黏滞,酸洗过程正常,效果良好。同时减少HCl溶液浓度调整的次数,降低生产成本,为后续处理提供保障。

高碳钢精炼渣系的探讨

本文从82B高碳钢对硫含量的要求出发,分析了LF炉渣的组成对其容硫能力、流动性、钢渣界面张力等性能的影响,确定了炉渣的基本组成为CaO-SiO_(2)-MgO-Al_(2)O_(3)的渣系及其最佳含量.通过强化转炉挡渣、优化脱氧、吹氩、温度控制,使82B精炼过程脱硫率达到68%,产品硫含量达到0.006%的水平,较好地满足了产品质量要求.

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。

高碳钢82B精炼过程夹杂物的研究

通过对 82B钢在吹氩站、LF、VD等精炼过程取钢样 ,并对钢样中夹杂物进行全面的检验分析 ,调查了各精炼工序的冶金效果 。