汽车用冷轧超高强双相钢980DP动态CCT曲线的测定

采用膨胀法和金相法绘制了超高强双相钢980DP的动态CCT曲线。结果表明:实验钢的高温变形奥氏体在不同冷速下发生铁素体、贝氏体及马氏体相变;冷速低于3℃/s时,相变组织主要为铁素体+贝氏体;冷速达到3℃/s时,变形奥氏体全部转变为贝氏体;冷速达到5℃/s时,变形奥氏体转变为贝氏体和部分马氏体;冷速超过10℃/s小于30℃/s时,奥氏体大部分转变为马氏体和少量转变为贝氏体;冷速达到30℃/s时,奥氏体发生完全马氏体相变;冷却速度在0.1~15℃/s之间,随着冷速的增加实验钢的显微硬度逐渐增大;冷却速度超过15℃/s后,显微硬度趋于稳定。

980 MPa级汽车用高强钢冷轧厚度波动原因分析及解决方案

从热轧及冷轧工艺参数与设备运行情况入手,分析了DP980高强双相钢冷轧环节带钢头部和尾部厚度波动大的原因。认为热轧带钢在冷却过程中组织及性能差异,是造成带钢头部与尾部厚度波动的主要原因。采用U型冷却方式后,热轧带钢组织和性能更加均匀,避免了带钢长度方向的强度差异造成的冷轧厚度波动。

汽车摆臂用高级别扩孔钢的开发

介绍了河钢邯钢汽车摆臂用高级别扩孔钢HR600/780HE的成分体系、冶炼连铸工艺、热轧及酸洗工艺控制要点,并进行了显微组织及力学性能、扩孔性能、冷弯性能检测。结果表明,HR600/780HE显微组织主要为铁素体和贝氏体,晶粒大小及分布较均匀;组织中可见细小弥散的碳化物析出及部分TiN颗粒;拉伸性能及扩孔性能指标均满足国标要求,且具有良好的冷弯性能。此扩孔钢已成功应用于汽车摆臂生产。

C-Si-Mn-Cr-Nb系汽车高强度双相钢连续冷却转变研究

采用MMS-300热模拟机测定了C-Si-Mn-Cr-Nb系980MPa级高强度汽车双相钢的动态CCT曲线。实验结果显示:冷却速率在0.1~5℃/s范围内显微组织主要为铁素体+贝氏体;冷却速率达到5℃/s时铁素体转变结束,奥氏体全部转变为贝氏体;当冷却速率达到40℃/s时开始发生马氏体转变,显微硬度和抗拉强度均随冷却速率的增加而增加。

镀锌家电板DX51D+Z冲压橘皮的原因分析及工艺优化

针对DX51D+Z低碳铝镇静钢镀锌家电板冲压橘皮问题,分别从化学成分、热轧工艺、冷轧镀锌工艺等进行对比分析。结果表明,镀锌板冲压橘皮缺陷受时效的影响,均与固溶碳原子的存在相关;热轧卷取温度、镀锌均热温度及光整延伸率对固溶碳原子引起的时效具有重要影响,降低固溶C和N含量、保证热轧卷取温度、镀锌均热温度精准控制及光整延伸率稳定控制可有效改善橘皮缺陷。

热轧带钢边部翘皮缺陷产生原因及判定分析

针对热轧低碳钢边部翘皮多发问题,借助光学显微镜和扫描电镜SEM,观察了热轧低碳钢边部翘皮的组织形貌及翘皮组织内部小黑点成分构成。结果表明,边部翘皮缺陷具有如下特征:翘皮缺陷宏观形貌成舌状长条形,距离带钢边部20-50 mm范围。将翘皮缺陷试样,垂直于轧向进行镶嵌,光镜下观察截面,翘皮根部与基体相连,翘皮组织比正常部位明显粗大,并且利用扫描电镜观察,翘皮组织内部出现MgO、MnO、Al_(2)O_(3)、SiO_(2)等氧化物质点,说明铸坯在加热前已经存在开放性缺陷,以此判断是铸坯本身存在裂纹、气泡等原始缺陷,在轧制过程中发生分层翘起,形成翘皮缺陷。低碳钢边部翘皮引发原因及发生工序,通常有两种情况,一是来自连铸过程的铸坯本身缺陷,二是在热轧工序的轧制过程产生。判断热轧翘皮缺陷产生工序及原因,可通过对比翘皮与正常基体部位组织形貌差异性及铁素体是否有明显的粗大及脱碳层来进行判断分析。

低碳钢酸洗板边部翘皮缺陷原因分析与控制

针对低碳钢酸洗板边部翘皮缺陷,分别从显微组织、化学成分和铸坯边部质量3个方面进行了分析。通过对比验证,明确了铸坯边部角横裂是边部翘皮缺陷产生的原因。调整结晶器与二冷段冷却水模式、辊缝对中后,有效改善了铸坯角横裂缺陷,解决了低碳钢酸洗板边部翘皮缺陷。

冷轧低碳搪瓷钢氢渗透性研究

采用Fe-HP-12钢铁氢渗透性能测试仪,研究了硼元素含量、酸轧压下率对搪瓷钢氢渗透时间的影响,并进行了DC01EK产品的试制。结果表明,成品氢渗透时间随着硼含量的增加和酸轧压下率的升高而增加,但硼含量不宜超过0.0050%、酸轧压下率不超过75%。0.0035%的硼含量、65%的酸轧压下率生产的DC01EK搪瓷钢产品兼顾冲压性、抗鳞爆性等特点,完全满足客户的需求。

高强IF钢冷连轧拉矫断带原因分析

针对高强IF钢冷连轧拉矫断带事故,采用俄歇电子能谱(AES)、扫描电镜(SEM)、光学显微镜(OM)等对其断口形貌、显微组织及冲击韧性进行了分析。结果显示,高强IF钢拉矫断带的根本原因为B含量偏低不足以抑制P在晶界偏聚而造成的晶界脆性增加,而高拉矫延伸率与带速加剧了断带的严重程度。通过提高B含量、U型卷取工艺、降低拉矫延伸率,高强IF钢冲击韧性得到大幅改善。

酸洗板表面网格缺陷的原因分析与工艺优化

针对薄规格酸洗板网格缺陷,开展原因分析并制定工艺优化措施。该缺陷产生于平整工序,由平行于轧制方向等间距平行滑移线构成。建立张力的瞬间预张力过大或卷取张力变化值过大造成带钢局部粗晶区超过屈服强度,而产生位错滑移形成吕德斯带,是产生网格缺陷的根本原因。采取卷取预张力30~35 kN及合理控制正常卷取力160~180 kN的措施,可有效解决酸洗板表面网格缺陷。

汽车用1180 MPa级F/M高强双相钢板坯高温热塑性研究

采用Gleeble3500热模拟试验机在温度区间650～1300℃对汽车用1 180 MPa级F/M双相高强钢进行高温热塑性研究,绘制热塑性曲线并对高温拉伸试样断口和显微组织进行观察。试验结果可知:该钢种在试验温度范围内存在1个脆性区,即910～675℃区间,800℃时断面收缩率达到最小值28.76%,在熔点～910℃温度区间内呈现良好塑性,断面收缩率均在60%以上;高温塑性区较窄,第Ⅲ脆性区"布袋"曲线明显且范围较大,该钢种裂纹敏感性高。断口观察可知,950℃和650℃断口均具有典型韧窝特征,属于韧性断裂;800℃断口为沿晶和解理混合型断口,属于典型脆性断裂。650℃断裂主要由先共析铁素体沿原奥氏体晶界析出引起,800℃脆性断裂主要由晶界弱化导致,1 050℃以上高温热强度低,拉伸超过材料所承受的最大强度而发生缩颈断裂。为避免板坯在矫直段产生裂纹,铸坯矫直温度应控制在950℃以上,避开第Ⅲ脆性区(910～675℃)。

邯钢2250热连轧IF钢铁素体轧制工业试验

为了实现汽车板热轧工序的节能创效,河钢邯钢依托2250热连轧产线开展超低碳IF钢铁素体轧制工业试制,分别对热板显微组织、力学性能及连退成品显微组织、力学性能、织构等进行对比分析。结果显示:DC06铁素体轧制热板显微组织为非再结晶轧制态组织,奥氏体轧制热板显微组织为典型再结晶多边形铁素体;DC06铁素体轧制热板屈服强度Rp0.2和抗拉强度Rm较奥氏体轧制有所提高且波动范围大,断后延伸率A降低约10%;铁素体轧制工艺连退成品DC06显微组织均匀、晶粒尺寸较奥氏体轧制更加细小;其塑性应变比r值相对较低、各向异性更明显;奥氏体轧制工艺{111}面织构比铁素体轧制工艺强烈,更有利于冲压成型。

980 MPa级冷轧超高强度双相钢边裂原因分析与工艺优化

汽车用超高强度双相钢CR550/980DP冷轧边裂问题,严重影响热轧/冷轧工序界面生产顺行,易造成冷轧机架间及连退炉内断带事故,成为超高强度双相钢生产的难题。基于高温热塑性曲线和热轧动态CCT曲线,采用对显微组织、力学性能、裂纹扩展分析等手段明确冷轧边裂产生原因。试验结果分别指出,精轧阶段带钢横向温度分布不均匀、边部温降大,导致在第Ⅲ脆性区轧制;同时,受Nb作用再结晶温度提高,边部低温区为未再结晶区轧制;当应变量超过塑性极限、轧制力超过边部热强度时,形成热轧卷边裂。边部形成细小弥散的铁素体(F)和马氏体(M)两相组织,不协调应变将导致F/M相界面产生应力集中而形成裂纹;裂纹以微孔聚集方式进行扩展,形成热轧卷无边裂-冷轧边裂现象。通过投用边部加热器和优化初轧定宽量、精轧入口温度、精轧机架间冷却水、终轧温度、卷取温度等措施,实现热轧卷边部质量改善、解决边裂问题。

冷轧高强HC250IF钢冲压分层原因分析及改进措施

针对冷轧高强HC250IF带钢冲压分层问题,通过化学成分分析、显微组织观察及能谱分析等手段,明确了铸坯中心P偏析是导致成品带钢冲压分层的根本原因。为此,采取钢水过热度20~30℃稳定浇注、提高连铸二冷水冷却强度、投用电磁搅拌、凝固末端精准定位、增加动态轻压下量等措施,有效改善了铸坯中心P偏析,杜绝了冷轧高强HC250IF带钢冲压分层问题。