含硼冷镦钢10B21控冷工艺研究

利用Gleeble-3500热模拟实验机,结合实际轧制过程,运用金相显微分析、力学性能检测和显微硬度测量,研究了控冷工艺对冷镦钢10B21的微观组织、力学性能以及表面氧化铁皮的影响.结果表明：冷速为0.5～1.0℃/s,得到理想的均匀分布的铁素体和珠光体组织,晶粒度达8.5级以上；冷速高于2℃/s后,出现魏氏组织,实际生产中应避免,特别是小规格轧制过程中注意控制冷却；随冷速提高,抗拉强度升高,延伸率呈线性降低,硬度呈增长趋势；吐丝温度升高,氧化铁皮厚度增加,冷速与氧化铁皮厚度成反比,冷速加快,氧化铁皮降低.

基于回归分析法的400系不锈钢吹氩脱氮工艺研究

400系不锈钢中的氮能恶化晶间腐蚀、低温冲击韧性、缺口敏感性和焊接等性能,在低耗、高效前提下降低氮含量成为AOD炉冶炼中的重要课题。分析了400系不锈钢冶炼中的脱氮原理,采用不同吹氩工艺研究了0Cr13钢、0Cr17钢、1Cr13钢的吹氩量与AOD炉终点氮含量的对应关系。探讨了用回归分析法确定400系不锈钢吹氩脱氮工艺控制合适的吹氩量、氮氩切换点,并进行了生产试验。

电渣轴承钢GCr15低倍组织及夹杂物来源探索

通过调整二次电流和电压,研究了双极串联抽锭式电渣炉在不同熔炼速率下电渣轴承钢GCr15的低倍组织,结果表明,降低熔速能够有效改善成品线材低倍质量;利用带有EDS的SEM,检测同一转炉炉号下经电渣工序与否的成品线材中的D类夹杂物,检测结果表明,两者所产生的D类夹杂物成分有明显差异,即后者中的多数D类夹杂物含有Mg元素,且w(Al)/w(Ca)比值均低于前者,此外通过比对同一电渣炉号下电渣锭与剩余电极端头部位中以Al、Ca、O为主的夹杂物,其成分也有相似的规律,从而为电渣轴承钢GCr15中D类夹杂物的来源提供了依据.

轧后冷却工艺对SCM440钢组织及性能的影响

通过调整大规格SCM440钢轧后冷却工艺,得到不同截面显微组织的热轧盘条样品,对两种热轧态组织样品调质处理后的显微组织、抗拉强度、屈服强度、硬度、冲击性能及冲击断口进行分析,研究了SCM440钢热轧后冷却工艺对调质处理后组织及力学性能的影响。结果表明,提高SCM440钢轧后冷却速度,可以提升大规格SCM440钢热轧盘条截面组织均匀性,从而提高调质处理后碳化物分布的均匀性及减少碳化物形貌差异,提高调质处理后的冲击吸收功,但对SCM440钢奥氏体晶粒度、调质处理后抗拉强度、屈服强度及硬度影响不大。

微量元素铝和氮对SWRCH35K钢淬火组织和淬透性的影响

采用转炉冶炼-LF炉精炼-连铸-控制轧制-控制冷却工艺生产了不同铝和氮含量(微量)的SWRCH35K钢热轧盘条,通过淬火试验和末端淬透性试验,研究了微量元素铝和氮对其淬火组织和淬透性的影响。结果表明:淬火后SWRCH35K钢的显微组织均为马氏体+屈氏体;当钢中铝元素含量基本相同时,随氮含量的增加,淬火后马氏体含量减少,钢的淬透性降低;氮含量基本相同时,铝含量的增加导致钢淬火后马氏体含量减少,钢的淬透性降低;铝元素和氮元素生成的AlN或碳氮化物促进晶粒细化,并作为非金属夹杂物阻止淬火马氏体的生成。

原始组织及退火工艺对SCM435盘条退火行为的影响

分析了低温轧制工艺、低温+缓冷工艺及正常轧制工艺生产的SCM435盘条的显微组织,研究了不同原始组织及退火工艺对SCM435碳化物球化行为的影响。研究结果表明:低温轧制工艺得到的多边形铁素体、珠光体、贝氏体及少许马氏体组织不利于获得均匀分布的球状珠光体;加热温度、加热时间、等温温度及等温时间同样对碳化物球化有较大影响。试验研究得出SCM435退火合适工艺参数:加热温度760℃,保温1.5 h,并随炉冷却到720℃保温5 h,然后随炉冷却到550℃以下出炉空冷。

ICP-AEC法测定红土镍矿中的镍、铬、钴含量

红土镍矿试样用硼酸-碳酸钠混合熔剂高温熔融,1+5硝酸脱埚溶解盐类;在选定的ICP测定条件下,对试样中的镍、铬、钴元素含量进行测定。该方法比常规化学法和一般的试样酸溶方法简化了测定步骤、缩短了测定周期,能够满足快节奏生产需求。方法的各元素回收率均在95.0%～103.3%之间,精密度为1.39%～3.17%。

重铬酸钾法测定废水COD的不确定度评定

通过对重铬酸钾法测定废水中化学需氧量的各种不确定因素的分析和讨论,建立了测量不确定度评定数学模型,对各不确定度分量进行了评定与计算,得出合成标准不确定度、扩展不确定度,并以不确定度的形式给出测定结果。

2Cr13A马氏体不锈钢纵裂漏钢机理及控制

针对2Cr13A马氏体不锈钢属于包晶钢以及马氏体不锈钢的物理特性,结合邢钢炼钢厂6#连铸机生产实际情况,分析了2Cr13A马氏体不锈钢纵裂纹和纵裂漏钢形成的机理,提出了优化工艺措施,使纵裂漏钢得到有效控制。

ML20Cr钢高温热塑曲线的测量及应用

通过Gleeble-3500进行高温热塑性拉伸实验,获得ML20Cr的高温热塑性曲线.分析M120Cr钢的高温热塑性曲线时发现在900 ～1 150℃范围内其具有较好的热塑性,属于合适的轧制温度范围,但是抗拉强度随着温度的升高而降低,所以轧制温度应当尽量降低；在冷却起始温度低于700℃时,钢的常温显微中有大量魏氏体出现,因此轧后控冷工艺应尽量避免在700℃以下进行缓冷,以确保奥氏体能充分转变为珠光体和铁素体组织.

高强焊接用盘条镀铜脱落原因分析

高强焊接用盘条适合于生产650 MPa CO2气体保护镀铜焊丝,其焊接工艺性能良好,要求盘条具有良好的综合力学性能,以便于拉拔加工。高强焊接用盘条在镀铜过程中有严重的镀铜不均匀、镀铜后镀层脱落及焊接过程中飞溅等现象,实验室模拟分析认为线材的组织缺陷是晶界氧化,控制退火温度不超过690℃,可以减少晶界氧化,防止镀铜脱落。

不锈钢生产过程增碳原因分析与对策

不锈钢生产过程中普遍存在增碳现象,严重影响低碳不锈钢生产的稳定性。结合邢钢不锈钢生产实际,研究了增碳原因,提出稳定生产低碳不锈钢(碳含量≤0.030%)的控制措施,为不锈钢生产提供了参考。

形变温度和冷却方式对中碳钢显微组织及拉拔性能的影响

采用Gleeble热模拟试验机研究了形变温度及冷却速度对ML35钢显微组织与硬度的影响;对比分析了10B21钢SM控冷盘条和板链式控冷盘条的显微组织差异,用Minitab软件统计分析了显微组织对盘条拉拔性能的影响。结果表明:当ML35钢形变温度为750℃时晶粒明显细化,部分珠光体发生退化,渗碳体呈短棒状或颗粒状,但硬度相对偏高;降低形变后的冷却速度可粗化晶粒,降低硬度;粗大的铁素体+珠光体组织比细小的铁素体+珠光体组织具有较高的初始加工硬化率;并且在初始变形过程中,具有相对粗大的铁素体+珠光体组织盘条的断后伸长率下降偏快。

延长RH炉下部槽寿命的措施

针对邢钢80 t RH炉下部槽的耐材浸蚀过快现象,分析了现有工艺存在的问题。通过采取优化下部槽砌筑工艺、真空烘烤制度、规范化冷钢操作、增加保温模式、优化钢种等措施提高了下部槽的使用寿命,降低了生产成本。

碳和硼含量对低碳冷镦钢连铸坯高温力学性能的影响

试验的低碳冷镦钢（/%：0.14～0.20C,≤0.20Si,0.3～1.0Mn,≤0.030P,≤0.035S,0～0.001 9B）连铸坯的生产流程为80 t BOF-LF-280 mm×325 mm坯连铸工艺。通过Gleeble-3500热模拟机研究了0.14%～0.20%C和0～0.001 9%B对该冷镦钢600～1 200℃力学性能的影响。结果表明,该钢第Ⅲ脆性区为700～900℃,当钢中C含量较高时,最低塑性的温度较低,硼促使该钢700～950℃脆性区出现两个低谷,但当硼含量增加到0.001 9%时,该钢的高温塑性得到改善。在850～1 200℃,各试验钢的塑性良好,适合较大程度的变形,矫直温度和热加工温度宜控制在850℃以上。

SWRCH15A钢盘条生产工艺优化

针对SWRCH15A钢抗拉强度偏低的问题,通过生产工艺调整,优化关键控制过程和相应参数,提高盘条抗拉强度和其他性能,改善金相组织,满足了客户需求。

30CrMnTi钢奥氏体的连续冷却转变行为

利用热模拟试验机对30CrMnTi钢的奥氏体连续冷却转变(CCT)曲线进行了测定和分析。结果表明:当冷却速度小于1℃/s时,可以得到铁素体+珠光体组织;当冷却速度达到1℃/s时,即出现贝氏体组织;当冷却速度达到10℃/s时,组织基本转变为马氏体。在工业试生产时,通过控制冷却增加在珠光体转变区域的过冷度,同时延长珠光体转变温度区间的停留时间,可以获得晶粒大小合适的铁素体和珠光体组织。

初始组织形态对中碳及中碳合金钢退火组织演变的影响

分析了不同强度级别螺栓用冷镦钢盘条不同初始组织形态对退火组织演变的影响。工业轧制试验结果表明:低温轧制SCM435钢得到的多边形铁素体、珠光体、贝氏体及少许马氏体组织不利于获得均匀分布的球状珠光体;Gleeble热模拟组织转变研究结果表明:低温形变后ML35钢晶粒明显偏细,且碳化物部分球化,有利于获得球状珠光体。

电渣重熔H13钢锭球化退火工艺优化

针对电渣重熔H13钢锭球化退火周期长、硬度高等问题,提出3种改进的退火工艺,分析了出炉温度对铸态显微组织的影响。结果表明,等温球化退火(870℃×2 h+750℃×4 h)缓冷至200℃出炉,效果较好。该工艺周期短,退火硬度低,得到的基体组织以粒状贝氏体为主,大量细小碳化物粒子呈弥散分布,伴随部分适度粗化且均匀分布的大颗粒碳化物。

齿轮传动轴用钢ML45n2的冷镦开裂原因分析

齿轮传动轴用钢ML45Mn2在冷镦成形过程中出现冷镦开裂问题,对开裂样品宏观形貌、化学成分、气体含量及显微组织进行了分析。结果表明,原工艺(670℃×2 h→730℃×6 h→680℃×7 h→缓冷到500℃出炉)退火后,截面上碳化物分布很不均匀,表层呈现沿晶分布的网状碳化物;碳化物的形状也不规则,是引起开裂的主要原因。改进球化退火工艺(670℃×2 h→740℃×6 h→(13℃/h)670℃×7 h缓冷→500℃出炉)后,碳化物的形态和分布得到明显改善,满足冷镦成形要求。其冷镦开裂率由100%下降到2%以内。