热轧带肋钢筋表面纵向裂纹的成因分析

采用金相检验、扫描电镜及能谱分析等方法对热轧带肋钢筋表面纵向裂纹进行综合分析,发现产生表面纵向裂纹的主要原因是由于连铸钢坯的角部裂纹、皮下气泡和夹杂。讨论了钢筋亚表层的夹杂物对钢筋纵向裂纹的影响并提出相应的改进措施。     

15CrMo 钢连铸方坯表面横裂的评估

15CrMo 钢轧材表面纵向裂纹多数是由于其连铸方坯的横向裂纹引起的.连铸方坯的横向裂纹是在结晶器内1300℃左右产生的超大原始奥氏体晶粒(直径大于1 mm)晶界产生的,采用低倍、金相、扫描电镜等方法分析了连铸方坯的晶间裂纹,并给出了连铸方坯表面晶间裂纹的判定方法.     

HRB400E热轧带肋钢筋表面裂纹成因分析

采用控制轧制和控制冷却技术生产了高性能HRB400E抗震热轧带肋钢筋。考虑到降低生产成本和方便冶炼工艺操作,没有采用钒钛氮铌微合金化技术提高钢筋的性能。采用金相检验、扫描电镜及能谱分析等方法对HRB400E热轧带肋钢筋的表面纵向裂纹进行了综合分析。结果表明,钢筋中的亚表层的夹杂物是产生表面纵向裂纹的主要原因,并讨论了不同类型的夹杂物对钢筋纵向裂纹的影响。另外,夹杂物与钢的热膨胀系数不同对轧制裂纹的产生也有一定的影响。在此基础上,提出了相应的改进措施。     

HRB400E热轧带肋钢筋黑线成因分析

针对某厂某一批次直径为Φ28 mm的HRB400E热轧带肋钢筋表面出现黑线的现象,利用金相显微镜、扫描电镜和X射线能谱仪对黑线试样进行观察和分析。结果表明,HRB400E钢筋表面黑线的产生,主要是由于结晶器保护渣或中间包覆盖剂卷入连铸坯以及浸入式水口熔损造成的复合型非金属夹杂物分布于钢坯中,钢筋在轧制过程中由于应力作用,在夹杂物边部产生裂纹,并随轧制的进行,裂纹进一步扩展、暴露,进而在钢筋表面形成黑线。经过优化连铸工艺参数,黑线基本得到了控制。     

低合金钢板表面裂纹形成机理分析

采用金相显微镜、扫描电镜和能谱仪等手段对低合金钢板的表面裂纹原因展开分析,从裂纹处发现氧化、脱碳和夹杂物存在,夹杂物成分中主要含有Al、Si、Ca、Mg、Ti等元素。连铸坯近表面形成的夹杂物破坏了基体组织连续性,夹杂物处在钢板轧制过程中首先开裂,并逐步扩展成裂纹。通过优化连铸保护渣和连铸工艺,成功避免了此类裂纹的产生。     

连铸坯表层夹杂轧制过程演变行为

为了研究连铸坯表层夹杂物在轧制过程中的演变行为，对板坯表层线缺陷进行分析发现，缺陷距表层几十微米，宽度约为200 μm，对其内物质进行能谱分析，发现有钠、钾元素，说明该缺陷可能是由于结晶器流场不合理等原因造成保护渣卷渣。通过建立连铸板坯表层夹杂物轧制过程有限元模型，对连铸坯头部、尾部不同位置夹杂物轧制过程中的演变行为进行了分析。结果表明，随着轧制道次的进行，夹杂物周边出现裂纹，并且随着轧制过程的进行，夹杂物周边的裂纹越来越大。轧件头部、尾部夹杂物逐渐向轧件表面移动，距离表层越近的夹杂物越容易迁移到轧件表面，而深度相同、水平位置不同的夹杂物，距轧件边缘距离越远，在轧制过程中越容易迁移到轧件表面。     

异型坯表面纵向微细裂纹研究

通过对异型坯腹板表面纵向微细裂纹宏观和显微特征的研究、保护渣性能检验、连铸二冷段铸坯表面温度测定和连铸设备的检查等,确定了异型坯腹板表面纵向微细裂纹的产生原因主要有结晶器保护渣性能波动大、连铸冷却工艺不合理、设备状况差及连铸操作不规范等.根据分析结果,同时结合异型坯连铸温度场、应力场数值模拟结果,提出了改进措施,使异型坯表面纵向裂纹发生率由10%下降到1.5%以下.     

热轧板裂纹成因分析

本文对热轧板表面裂纹进行了观察分析.为了找出裂纹产生的根源,对同炉次的连铸坯进行实验分析.通过金相组织观察,扫描电镜分析,实验结果表明热轧板边部表面裂纹主要是与连铸坯结晶偏析、成分不均、夹杂物等有关.     

重钢七厂实现连铸无缺陷板坯采取的措施

本文针对重钢七厂连铸板坯存在表面裂纹、中心裂纹、中心偏析和三角区裂纹，其次是气孔、凹坑及非金属夹杂等缺陷，采取了下述各种措施，有效地减少或防止了各种缺陷。     

45#金属表面带状裂纹成因分析及措施

通过裂纹形貌,裂纹截面轮廓、连铸低倍观察及成分含量分析等方法,对45#钢表面带状裂纹进行分析,结果表面:钢水气体含量偏高形成的皮下气泡、C、P偏析形成的偏析带及连铸低倍存在微裂纹及夹杂是产生表面带状裂纹的主要原因。     

IF钢中含Ti夹杂物的衍变规律

系统研究了Ti-IF钢冶炼过程和铸坯中含Ti夹杂物的组成、分布与微观形貌,揭示了含Ti夹杂物的衍变规律.热力学分析和实验结果表明:在IF钢冶炼过程中无TiN生成,含Ti夹杂物的存在形式是以TiO₂为主的钛氧化物结合其他氧化物的复合夹杂:而在连铸凝固过程中,由于钢液温度降低和元素的偏析作用,TiN夹杂以异质形核的方式生成.IF钢铸坯中非金属夹杂物主要是大尺寸Al₂O₃颗粒和存在中间过渡层的TiN—Al₂TiO₅-Al₂O₃复合夹杂物,其形核长大过程是[Al]、[Ti]和[O]先在细小的Al₂O₃颗粒上反应生成一层Al₂TiO₅,然后TiN在Al₂TiO₅表面形核长大.根据连铸过程和铸坯中含钛夹杂物的研究得出,Ti-IF钢铸坯中TiN夹杂难以去除,但是可以使其变性以实现对钢中含钛夹杂物的控制.      

连铸坯横向裂纹和偏析带形成原因的分析

２０ＭｎＳｉ，２０钢和４５钢铸坯内部裂纹与偏析带相互混杂分布在柱状晶区。偏析带有较高的磷含量及ＭｎＳ夹杂。而这些ＭｎＳ夹杂在低倍酸蚀时由于选择腐蚀而造成了“裂纹”的假象，这些裂纹无法用超声进行预检。当轧制比在１５－２０时可基本消除这种缺陷。     

板坯连铸机ASTC动态辊缝精度控制实践

为解决中心偏析、疏松及裂纹对连铸坯表面及内部质量造成的影响及避免连铸机拉坯阻力过大导致的夹坯事故,对连铸机辊缝精度低下的原因进行了分析,提出了解决方法,通过采取控制连铸辊零部件及其装配精度、辊子堆焊表面硬度、提高扇形段维修安装对弧精度、计算并分析在线辊缝校正规律等措施,提高了连铸机产品的质量。     

采用连铸大方坯生产JZ35车轴用钢坯的试制

文章介绍了连铸坯生产车轴坯的试制生产情况,试制结果表明连铸坯替代模铸坯生产车轴坯低倍组织、力学性能、非金属夹杂物、晶粒度、气体含量是完全可以满足IRS：R16-95标准和用户的要求[1],且表面质量明显优于模铸工艺生产的车轴坯。从冶炼、轧制、检验、表面质量等方面分析连铸工艺替代模铸工艺生产车轴坯是可行性的。     

二冷喷淋强度对连铸坯凝固组织的影响

 推导了连铸过程中二冷喷淋强度与连铸参数之间的关系,比较了喷淋强度对2种断面连铸坯凝固组织的影响。结果表明,喷淋强度能更精确地反映铸坯凝固组织与冷却参数间的关系;铸坯表面的枝晶间距为20 μm左右,而中心区为200～350 μm;距表面相同距离,对角线区的枝晶比横向细小。喷淋强度相近时铸坯的凝固规律为：200 mm×200 mm断面中心区组织较细小,150 mm×150 mm断面近中心区组织较细小。从铸坯表面到中心整体上符合凝固曲线左侧规律,但断面大于200 mm×200 mm的连铸坯,中心和近中心区凝固时符合凝固曲线右侧规律。     

高拉速小方坯铸坯中夹杂物行为

对济钢一炼钢厂全弧形方坯连铸机高效化改造后生产的 12 0 mm× 12 0 mm 2 0 Mn Si铸坯中的夹杂物进行了试验研究 ,探讨了高拉速对铸坯中夹杂物数量和分布的影响     

15CrMoG钢棒材表面缺陷机理分析和工艺改进

分析得出,棒材表面细小纵裂纹和表面裂口缺陷产生于铸坯加热之前,且与结晶器弯月面保护渣有关。利用Thermo-Calc热力学软件计算15CrMoG钢凝固相变过程,结合亚包晶钢连铸凝固特点综合分析15CrMoG钢棒材表面缺陷的产生原因和产生机理。结果表明:15CrMoG钢在固相线温度附近发生包晶反应L+δ→γ和包晶转变δ→γ,不仅导致初生坯壳生长不均匀,而且加剧P、S元素在凝固前沿的偏析。而初生坯壳不均匀是导致棒材表面缺陷根本原因。棒材表面细小纵裂纹产生于结晶器内坯壳薄弱处,经过二冷和轧制工序在夹杂物和硫偏聚处扩展长大。棒材表面裂口缺陷是初生坯壳不均匀导致结晶器内液面波动大,造成铸坯夹渣所致。通过控制[C]0.16%～0.17%、[S]≤0.005%、保护渣碱度1.2、熔点≥1200℃、粘度≥1.0Pa·s,260 mm×30mm铸坯水量150 m³/h,拉速0.5 m/min等措施,裂纹合格探伤合格率由原45%提高至98%。     

水平连铸铜管坯缺陷在线超声检测及缺陷数据库应用研究

针对铜管坯的孔洞、夹杂、裂纹、壁厚不均匀等常见缺陷难以在线检测的问题，引入超声波无损检测技术，设计开发了一套应用于熔铸现场的超声在线检测系统。结合铜管坯水平连铸工序对探伤的实际需求，设计多组体积缺陷、线缺陷、几何缺陷检测探头，实现对孔洞、裂纹、壁厚均匀性的在线检测。针对检测出来的铸坯缺陷数据和水平连铸实时工艺参数，开发了一套数据库管理系统，实现对水平连铸工序中多种数据的整合汇总和初步分析，为建立铸坯缺陷和工艺参数之间的关系，提供了一个信息化、智能化的数据库管理工具。     

连铸方(矩形)坯表面裂纹成因与对策

不同的企业、不同的生产条件影响热送率的主要因素可能不同，但铸坯表面裂纹的主要影响因素应有一定共性。以唐钢二炼钢连铸坯为研究对象对铸坯表面裂纹进行系统研究，研究结果和解决方案在唐钢二炼钢进行了实施，效果良好。     

Inclusion-controlled fatigue properties of 1800 MPA-class spring steels

Fatigue tests were conducted on a series of 1800 MPa-class spring steels whose fatigue properties were inclusion controlled. The fatigue tests were conducted on billets and on hot-rolled bars, taking into account the elongation of the oxide-type composite inclusions that were deformed during hot rolling, i.e., controlled inclusions. Anisotropy of the fatigue properties due to the slender shape of the elongated inclusions was also discussed. Fatigue tests were then conducted for both the rolling direction (RD) and transverse direction (TD) in the case of the billets. The fatigue test results in the RD showed a slight difference between billets and bars. The inclusions that were deformed during hot rolling were sufficiently elongated, even for the billet specimens, and differences in the effective inclusion sizes between the billets and their hot-rolled bars for the RD were small. However, there were marked differences in fatigue strength between the RD and TD in the billet specimens: the fatigue strength was almost half in the TD due to the presence of fish-eye fractures originating in large and slender MnS inclusions. In these fatigue tests, the two types of deformable inclusions revealed remarkably different effects on fatigue strength: the deformable oxide-type inclusions never caused fish-eye fracture, although the MnS inclusions found in the billets were extremely detrimental to fatigue strength when stress was applied in the TD.