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作者简介:彭其春(1964-),男(汉族),湖北潜江人,武汉科技大学湖北省钢铁冶金重点实验室,副教授,博士,从事炉外精炼新技术的研究。
CSP 生产Q 235B 和SPHC 钢洁净度的研究彭其春1,李源源1,杨成威1,陈本强1,邹卫军2,周 鉴2,刘光穆2(1.武汉科技大学湖北省钢铁冶金重点实验室,湖北武汉430081;2.涟源钢铁公司薄板厂,湖南娄底417009)摘 要:针对涟钢CSP 生产Q 235B 和SP HC 薄板钢的生产工艺,采取示踪剂示踪、系统取样、综合分析的方法,对Ar 站前后、L F 处理前后、Ca 处理后、中间包内钢中和铸坯中T.O 、显微夹杂物和大型夹杂物的变化进行了系统研究。
研究表明,在L F 精炼过程中Q 235B 和SP HC 钢的脱氧率都比较高,精炼处理后到铸坯过程中钢中T.O 有较大幅度增加。
精炼过程去除夹杂的效果比较明显,夹杂物改性效果明显。
关键词:CSP ;夹杂物;洁净度;精炼中图分类号:TF 769 文献标识码:A 文章编号:100221043(2007)0320045205R esearch on cleanliness of Q 235B &SPH C steel grades produced by CSP technologyPEN G Qi 2chun 1,L I Yuan 2yuan 1,YAN G Cheng 2wei 1,CH EN Ben 2qiang 1,ZHOU Wei 2jun 2,ZHOU Jian 2,L IU Guang 2mu 2(1.Hubei Key Laboratory of Iron 2making &Steel 2making ,Wuhan University of Science &Technology ,Wuhan 430081,China ;2.Sheet Product Works of LianyuanIron &Steel Corporation ,Loudi 417009,China )Abstract :In light of t he p roduction technology CSP adopted in refining Q 235&SP HC steels in Lianyuan Steel Corporation t he variation of total oxygen content and micro ¯o inclusions in t he t undish and t hin slabs before and after Argon bubbling in t he Argon station and L F t reat ment and Ca t reat ment has been st udied systematically by t racing wit h t racer ,sampling and analyzing comprehensively.Result s show t hat in t he p rocess of L F refining t he deoxidation rate of Q 235&SP HC steels is relatively higher and in t he time period f rom refining to t he continuously casting t he total oxygen content in t he steel drastically increases and in t he refining stage t he non 2metal inclusions in steel are satisfactorily removed and apparently modified.K ey w ords :CSP ;inclusions ;cleanliness ;refining 涟源钢铁公司(以下简称涟钢)的CSP 生产线于2004年4月投产。
Q235钢轴向拉伸力学性能研究1、实验目的研究Q235钢轴向拉伸力学性能2、实验原理试件在连续机械拉伸过程中，断裂之前每时每刻的载荷都有相应的变形与之对应，在单向拉伸时F —ΔL （力——变形）曲线的形式代表了不同材料的力学性能。
对Q235钢进行机械轴向拉伸试验，同时记录下拉伸过程每时刻下的载荷和变形，在通过实验之前测定的试件直径和标距，利用：0F S σ=LL ε∆= 计算出每时刻下的应力和应变值，从而绘制出Q235钢的应力-应变曲线，通过应力-应变曲线得到Q235钢在轴向拉伸下的力学性能。
3、实验方法参照国标《金属拉伸试验方法》（GB228—87）进行试验。
本实验中的拉伸试件采用国家标准中规定的圆比例长试件，实验段直径d 0=10mm ，标距L 0=100mm 。
实验前用游标卡尺和圆规测量试件的直径d 0和标距L 0，多次测量求平均值如表1，游标卡尺的精度在±0.02mm 。
使用试验机上的力传感器测量Q235试件受力大小，使用标距=50mm,量程=10mm 的引伸计测定试件的变形量。
表1引申计测量精度（YYU-15/50），标距为50mm，变形为15mm，相对误差优于一级。
一级测量精度：标距相对误差±1.0%，示值误差（相对）±1.0%，（绝对）±3.0微米。
引伸计由传感器、放大器和记录器三部分组成。
传感器直接和被测构件接触。
构件上被测的两点之间的距离kg2kg2为标距,标距的变化kg1kg2(伸长或缩短)为线变形。
实验采用万能电子试验机（CSS-100）（精度等级为1级，轴向力量程为100KN，测量精度为0.01KN，位移测量分辨率为0.005mm）进行Q235钢试件的拉伸试验，将测得的相应数据录入万能电子拉伸测试软件。
本次试验有三组试件分别编号1#、2#、3#，依次将试件安装在试验机的夹头中，并将引申计安装在试件中部，准备工作完成。
利用电子万能试验机对选择的Q235钢标准试件进行轴向拉伸，使用试验机上的力传感器测量Q235试件受力大小，使用引伸计测定试件的变形量。
金属材料高温力学性能分析综合实验设计与实践摘要：高温试验下材料变形值的变化是导致材料失效的重要因素之一，评价和测量高温变形值非常重要。
在传统的材料力学实验中，材料变形的测量方法大多是手持引伸计和梁式位移，在实际测量中存在不足，如手持引伸计无法跟踪断裂，只适用于常温环境，而梁式位移描述变形误差较大。
基于这些问题，近年来，非接触光学力学方法由于其良好的环境适应性，在科学研究和工程测量中得到了广泛的应用。
关键词：高温拉伸；激光引伸计法；3D-DIC法；采用高温材料力学试验机结合三维全场应变测量系统，将先进科研技术手段融入实验教学，构建了教学型高温静态拉伸实验方法，新建了金属材料高温力学性能分析综合实验。
该实验以激光引伸计法、三维非接触式全场应变测量法(3D—DIC法)测量高温变形，实现高温拉伸变形从单一数值输出到全场变形可视化。
实验还设立了独立考核与团队合作考核相结合的考核模式，以前沿技术促进教学质量提升，加强了学生创新能力及科研能力的培养。
该实验已进入本科生创新实验及研究生力学实验课程体系中，取得了良好效果。
一、非接触式应变测量原理及高温拉伸实验系统组成在非接触式激光引伸计测量方法中，激光照射到光感粗糙表面，不同方向发散光线并发生漫反射，其中一部分光线返回到激光接收器中，形成了颗粒状的散斑图。
随着试样表面结构发生变形，照射到试样表面形成的激光散斑也慢慢发生变形。
此时，视频处理器定位所存储的散斑图案并计算出散斑图案在图像之间的移动位移，从而达到测量变形值的目的。
激光引伸计测量无需进行表面散斑制作，通过光源照射自动识别试样表面特征点，输出值为变形数据。
3D-DIc技术测量方法原理为使用标定板图像标定完成确立初始像素点坐标，并以像素灰度作为信息载体，分析前一时刻被测物体表面和下一时刻被测物体表面的散斑图像来获取相同形状散斑点位置作为被测物体表面位移矢量。
冈而，3D-DIc技术不仅可获得高温下试样任意段的变形数值，而且可实现全场变形云图可视化测量。
27 卷 第 5 期 2005 10北京Vol.27 No.5 Oct. 2005Journal of University of Science and Technology Beijing高碳钢连铸板坯高温力学性能王新华 朱国森 于会香 王万军北京科技大学冶金与生态工程学院 北京首钢技术研究院 北京摘 第要 第采用热模拟试 验机测量了 高碳钢连 铸板坯的高 温力学性 能得到了脆性 温度区的温度范围 结果表明 第脆性温度区脆化的主要原因是晶界部位 脆性温度区脆化的主要原的低熔点物质在高温下首先熔化 从而导致试样沿晶界开裂 第 析 出导致钢种的塑性恶化 关 键词 分 类号 氮化铝 高温力学 性能 高碳钢 连铸板坯因是在奥氏体部位析出的网状铁素体导致试样沿晶界开裂 在奥氏体单相区 由于氮化铝的在连铸技术发展过程中提高连铸坯质量钢种表 1 试样的化学成分(质量分数) Table 1 Chemical composition of the samples生产优质无缺陷的铸坯一直是冶金工作者孜孜 以求的目标 有统计表明 在铸坯的各类缺陷中 裂纹所占的比例在 以上 而钢的高温力学 性能与裂纹形成有很大的联系 决定着高温下坯 壳所能承受的临界变形的大小 世纪 年代以来 许多学者系统地研究温度了钢的高温力学性能及其影响因素 当时冶金技术的限制但是由于实验温度所生产的钢种洁净度较差 主要表现为钢中的氧 硫和磷含量较高 目前 我国主要钢铁企业都在生产含碳量在 左右的高碳结构钢板坯 这些钢种的洁净度 较高 氧含量小于 硫含量小于 但此类板坯主要的质量问题是内部裂纹和中心 偏析 因此 为了降低裂纹的发生率 为高碳钢板 坯制定合理的冷却制度 有必要对高碳钢的高温 力学性能进行研究时间 图 1 拉伸实验温度控制示意图 Fig.1 Sketch map of temperature control during tensile tests采用扫描电镜 金相显微镜对各温度条件下 试样的断口形貌及其组织进行分析 得到断裂发 生原因1 研究方法测试试 样取 自于连 铸板坯 试样尺寸为 的化学成分见表 图 高温力学性能测试在 试样2 测试结果2.1 抗拉强度的变化 图 为不同实验温度下实验拉断时所承受载 荷的变化情况 可见 钢种 的零强度温度在 左右 此时钢能够承受的拉伸力为零 随 着温度的下降 钢开始能承受微小的拉伸力 表 现出微弱的强度 强度为 度逐渐上升 在 时 钢种 能够承受的 温度进一步降低 试样的抗拉强 之间 抗拉强度的热应力 应变模拟试验机上进行 测试采用 的加热制度 试样使用氩气保护 采用断面 收缩率表征钢的塑性 抗拉强度表征钢的强度收稿日期 作者简介 王新华 修回日期 男 教授 博士• 546 •20055提高比较平缓 温度低于 上升 零强度温度在 承受的强度为时试样的抗拉强度为 时 试样的抗拉强度急剧 钢种 的 时 试样能够 之间 抗 时试样的抗拉强 时 试样的抗拉温度 图3 bon steel 高碳钢试样断面收缩率随温度的变化 断面收缩率 钢种 钢种时的抗拉强度为 左右 在 温度低于拉强度的提高比较平缓 度为 强度急剧上升 度要略好于钢种 钢种 于时的抗拉强度为 的零强度温度附近的强 的 和 之间 的高 其主要原因是钢种由图 可见 钢种Fig.3 Variation of area reduction with temperature for high car-元素的含量较钢种 的低 在 时 钢种 的抗拉强度比钢种和钢种 抗拉强度的差别很小 当温度低 这是钢种 中的 含量比钢种 高的缘故判定依据钢从熔点到之间存在 个脆性 等 的研究表明 当 的第 脆性温度区为 钢 第 脆温度区 其中第 时出现 而 以脆性温度区只在应变速率大于时 铸坯表面裂纹的发生率将大大增加 如 作为判据 钢种 第 种 的第 性温度区为 脆性温度区为钢种 钢种 抗拉强度脆性温度区为3温度 图2 bon steel 高碳钢试样抗拉强度随温度的变化 Fig.2 Change in tensile strength with temperature for high car-分析讨论脆性温度区的脆化原因 以上时 钢种 和 的强度和塑性 在3.1 第都很差 主要原因是晶界熔点较低 高温下晶界 首先熔化 当试样承受拉伸应力时 试样沿晶界 开裂被拉断 图 为钢种 可见 和 在 试样断 口的扫描电镜照片 用冰水混合物激冷的 形貌 3.2 第 在 脆性温度区的脆化原因 钢种 和 的塑性都很差 主 由于试样拉断后是2.2 断面收缩率 的变化 图 为不同实验温度下断面收缩率的变化情 况 可见 钢种 承受的变形增加 于 加到 塑性 在 在 的零塑性温度在 时 为 左右 当温度低 时 增 此时钢的断面收缩率 随着温度降低 钢能够所以在晶粒的边界上存在颜色发亮的液膜 试样的断口呈现沿晶断裂的时 钢的塑性迅速上升 以上 最高达 时 值达到最低 为之间 钢具有非常好的 当温度低于 值逐渐 随着 时 左右 之间 最高达 值达到最低 为 时 如以 钢的塑性很 当温度低于 值逐渐 随着温 为 作为 为要原因是在该温度下晶界的奥氏体会形成铁素 体薄膜 而铁素体的强度只有奥氏体强度的 所以应力会集中在铁素体薄膜上 当拉伸应力超 过铁素体强度极限时 试样就会断裂 的研究表明 在奥氏体 铁素体两相区内 钢的 延塑性降低程度与沿奥氏体晶界析出的铁素体时 随着温度下降 钢的塑性恶化 下降 在 温度继续降低 钢的塑性有所增加 钢种 时 好 为 在 的零塑性温度在 在 以上 时相网膜的厚度有关 当铁素体相网膜的厚度为 时 钢的延塑性降低最为显著 图 和 在 样的金相组织为马氏体 的组织为奥氏体 为钢种 试样断口的金相组织照片 可见 试 铁素体组织 由于试样 这就表明在时 随着温度下降 钢的塑性恶化 下降 在 度继续降低 钢的塑性增加 铃木洋夫等的研究表明拉断后是用冰水混合物激冷的 所以高温下试样 铁素体组织 时 奥氏体晶界处有铁素体析出Vol.27 No.5王新华等 高碳钢连铸板坯高温力学 性能• 547 •3.3 酸溶铝的影响 文献 的研究表明 第 脆性温度区可分 铁素体两相 在奥氏体晶 钢 之 钢种 中会 为奥氏体单相区的脆化和奥氏体 的影响 当富铁的硫化物 种 种 和 为奥氏体单相区 氮化铝在奥氏体晶界析出后 会 降低奥氏体晶界的结合能 在应力作用下 微细 的氮化铝作为应力集中的源点 与晶界脱开形成 微孔 微孔连接长大就形成了裂纹 而且微细的 氮化铝粒子钉扎在奥氏体晶界 阻挠晶界移动 抑制钢的动态再结晶的进行 也就相对恶化了钢 的塑性 3.4 高碳钢高温力学性能的实际应用 由图 可知 低硫高碳钢的第 围很窄 温度在 脆性区的范 之间 因此 在浇铸板区的脆化 在奥氏体单相区 钢的脆化主要是受 界析出时会恶化钢种的塑性 在本研究中由于钢 的硫含量很低 且锰硫比均大于 钢种 为 但是 在 所以两个钢种在奥氏 其主要原因是体单相区的塑性都较好 间 钢种 钢种的塑性要好于钢种的酸溶铝含量高于钢种坯时可以采用如下二冷策略 从高温侧避开第 脆性区以防止表面裂纹的前提下 尽量采用强的 冷却方式 以减少内部裂纹和偏析等缺陷 国内 某厂在采用强冷却方式生产后 矫直区铸坯表面 温度为 指数降为 避开了高碳钢的第 脆性区 铸坯有氮化铝析出 文献 为的研究表明 氮化铝析出的化学反应可以由下式来表示 其中温度的单位将钢种T 的酸溶铝和氮含量代入可知 氮化 该温度下 试样应该处于内部裂纹的发生率降低为中心线碳的偏析铝的析出温度为显著改善了铸坯的内部质量图41 375下试样 A (a), B (b)断口的扫描电镜照片Fig.4 SEMs of fracture surface for high carbon steels A (a) and B (b) tested at 1 375图5 Fig.5750下试样 A (a), B (b)断口的金相组织照片Microstructures of high carbon steels A (a) and B (b) fractured at 7504结论低硫高碳钢的第 在 脆性区的范围很窄 适度区为 第 高碳钢第 样沿晶界开裂 第 界开裂钢种的第脆性温度区为脆性温度区为 脆性温度区脆化的原因是晶 脆性温度区脆化的原因是奥合采用冷却强度较大的二冷方式来组织生产 应变速率下 高碳钢连铸板坯在 之间存在两个脆性温度区 钢 第 脆性温 凝固温度 的第界部位的低熔点物质在高温下首先熔化 导致试 氏体晶界部位析出的网状铁素体导致试样沿晶脆性温度区为• 548 •20055氮化铝在奥氏体晶界的析出会恶化高碳 钢在奥氏体单相区的塑性参 考 文 献ane Tetsu-to-Hag-蔡开科 党紫久 连铸钢高温力学性能 北京科技大学学 报 增刊 ISIJ Int Mater Sci TechnolISIJ Int Mater Sci Technol Tetsu-to-Hagane 制钢反应的推荐平衡值 日本学术振兴会 昭和 年WANG Xinhua , ZHU Guosen , YU Huixiang , WANG WanjunABSTRACTKEY WORDS。
第20卷 第9期 中 国 水 运 Vol.20 No.9 2020年 9月 China Water Transport September 2020收稿日期：2020-04-06作者简介：盛雪红（1994-），男，昆明理工大学硕士生。
Q235B 钢块高温氧化烧损的影响机理盛雪红，王仕博，杨世亮（昆明理工大学 复杂有色金属资源清洁利用国家重点实验，云南 昆明 650000）摘 要：为探究钢块高温氧化烧损的影响机理，提出了单位面积烧损的概念，实验中考虑了目标温度、保温段时间、炉内气氛三个主要影响因素。
通过正交试验，得到了氧化烧损与在炉时间成正比，即在相同的条件下，在炉时间越长，氧化生成的铁皮越厚、越多；氧化性气体浓度越大，钢块的烧损情况越严重，钢块在21%O 2体积浓度下的氧化烧损大于21%CO 2氛围下的烧损量。
通过SEM 扫描电镜和EDS 能谱分析，粗略得到铁皮成分：铁皮最外层是Fe 2O 3和Fe 3O 4的混合物，依次往里是Fe 3O 4和FeO 的混合物、纯FeO、FeO 和铁基体两种物质的混合物。
关键词：Q235B 钢块；氧化铁皮；氧化烧损；目标温度；炉内气氛中图分类号：TG307 文献标识码：A 文章编号：1006-7973（2020）09-0079-03一、研究背景钢坯在加热炉加热过程中会因各种原因产生氧化铁皮，减少钢坯的氧化烧损成为各钢铁企业节能减排的一项重要内容。
由于在加热炉加热过程中，氧原子与铁原子发生反应从而造成了钢坯的氧化。
而氧化铁皮是加热炉内的氧化性气体与钢中铁元素发生氧化反应生成的[1-3]。
钢坯的氧化烧损是不可避免的，国内轧钢加热炉在加热过程中钢的氧化烧损率一般为1.5%，由此造成的损失甚至超过燃料消耗的经济损失，同时还会带来其它诸多不利影响。
因此，降低氧化烧损率的经济效益是显而易见，对如何降低钢坯氧化烧损的研究极为必要[4]。
P （O 2）是影响氧化烧损最主要的因素，降低P （O 2）能显著降低钢坯氧化烧损。
文章编号:1004-9762(2004)03-0241-04Q235钢CSP 过程组织及性能的转变Ξ赵莉萍1,李国庆2(1.内蒙古科技大学材料科学与工程学院,内蒙古包头 014010;2.包头明天科技有限公司,内蒙古包头 014010)关键词:CSP ;Q235钢;晶粒细化;拉伸性能中图分类号:TG 142.1 文献标识码:A摘 要:对包钢CSP 线生产的Q235钢连铸坯及不同道次轧制后空冷的试样进行了组织观察,测定了硬度及力学性能.分析了CSP 线生产的Q235钢组织、性能变化的原因.研究表明,随轧制道次的增加,变形后轧件的室温组织细化;沿铁素体晶界分布的珠光体变得均匀、弥散;力学性能较采用传统工艺制备的Q235钢有显著提高.Study on microstructure evolution of Q 235steelduring continuous casting and rollingZH AO Li 2ping 1,LI G uo 2qing 2(1.Material Science and Engineering School ,UST Inner M ong olia ,Baotou 014010,China ;2.Baotou M ingtian Science and T echnology C o.Ltd.,Baotou 014010,China )K ey w ords :CSP ;Q235steel ;grain refinement ;tensile propertyAbstract :The microstructure ,hardness and tensile property were studied on the Q235steel slab and strip produced by CSP technology in Bao 2tou Iron and S teel C o.,Ltd.I t is concluded that the remarkable grain refinement can be caused by precipitation.The controlled cooling after rolling is als o beneficial to grain refinement.The rensile property of Q235steel was im proved remarkably in com paris on with that produced by traditional technology. 采用CSP 线连铸连轧薄板坯具有质量和价格优势,因此开发、研究薄板坯连铸连轧技术具有非常重要的实际意义.1 实验材料和方法111 实验材料实验材料为包钢生产的Q235钢连铸连轧轧卡试样,其化学成分如表1所示.表1 实验用钢(Q235)的化学成分(质量分数,%)T able 1 Chemical composition of test steel(Q 235)C S i Mn P S N O 0.170.20.350.0150.0060.00450.019实验用钢的各道次变形量见表2.开轧温度1100～1080℃,终轧温度850℃,卷取温度640℃.表2 实验钢不同道次的变形量T able 2 R olling reduction of test steel道 次123456变形量/%55.552.84534.527.818.4112 实验方法在包钢CSP 连轧段上同一轧卡件上,沿轧制方向截取各道次变形后的部分,用切割机分别在板坯端部和心部切取小块试样,沿纵断面将这些试样磨平,抛光,制备成金相试样,用蔡司显微镜进行组织观察,测定晶粒度.用截点法进行了晶粒度的测定,如表3.2004年9月第23卷第3期包头钢铁学院学报Journal of Baotou University of Iron and S teel T echnology September ,2004V ol.23,N o.3Ξ收稿日期:2004-06-16作者简介:赵莉萍(1964-),女,内蒙古包头人,内蒙古科技大学副教授.表3 轧件在不同道次轧后端部和心部室温组织的铁素体平均晶粒大小(μm )T able 3 Average grain size of surface and center of test steel部 位连铸坯1道次2道次3道次4道次5道次6道次心 部 5.98.9 6.97.78.69.510.6端 部 6.79.78.58.99.89.810.3 将各道次的板坯试件制成板状拉伸试样,进行拉伸试验,测定的力学性能数据如表4.表4 各段板坯试样力学性能(平均值)T able 4 T ensile property of test steel(average)取样部位2—13—14—15—16—37—1屈服强度/MPa 460422394400430413抗拉强度/MPa 664695567576584587延伸率/%25.1120.2222.222626.6725.112 连铸连轧坯的组织特征211 连轧前铸坯的组织连轧前的铸坯组织是经过均热炉均热后得到的,图1是铸坯沿纵断面的低倍组织照片.铸坯组织靠近表面很小的细晶区过渡到柱状晶区,看不到等轴晶区的存在,从铸坯中心区显微组织可以看出,连轧前铸坯的室温组织为粗大的针状或块状铁素体,少量的珠光体沿铁素体晶界呈不均匀分布,有魏氏组织存在.图1 CSP 生产的Q235钢铸坯的低倍组织Fig.1 Microstructure of slab of Q 235steel by CSP212 轧件在不同道次变形后空冷的室温组织观察了各道次轧件纵断面的组织.随着变形道次的增加,变形后得到的室温组织逐渐细化,但是每道次变形对组织细化的影响有明显差别.轧件中心部位第1道次55.5%变形后(图2(a )),不均匀而粗大的铸坯组织在形态上发生明显改变,已全部成为等轴晶,部分区域出现混晶.这说明通过大变形量后,奥氏体通过再结晶完成了树枝晶向等轴晶的转化.第2道次变形后(图2(b )),铁素体晶粒细化十分明显,大多数为等轴晶粒且大小均匀,少部分区域有混晶.等轴晶进一步细化,更加均匀.第3道次变形后(图2(c )),铁素体晶粒明显细化,基本上为等轴晶粒,珠光体分布更加均匀、弥散.随后第4道次、第5道次、第6道次变形后的室温组织进一步细化,得到形变拉长的铁素体晶粒及更细小的等轴晶与珠光体混合组织.在第3道次～第6道次轧件逐渐变薄,运行速度变快,道次间隔逐渐减少,奥氏体的恢复再结晶进行不充分造成应变能的积累,提高了奥氏体向铁素体转变的驱动力,细化最终的铁素体组织.轧件每一道次轧后的室温组织的铁素体平均晶粒度级别列于表3.随着变形道次的增加,珠光体团变的弥散、均匀,珠光体片层间距变小.在终轧后的室温组织中几乎看不到大片珠光体存在.组织观察得出,第1～4道次轧后轧件端部组织比心部细小.随着轧制道次的增加组织发生细化的同时,轧件端部和心部的铁素体平均晶粒大小的差别减小.最后两道次轧后几乎相同.213 组织细化的原因影响晶粒细化的主要原因有[1]:(1)相变前奥氏体晶粒的有效界面面积和奥氏体晶粒的有效直径细小;(2)在相变温度Ar 3以下两相区内的冷速较大.由于连铸坯薄,冷速快,从而形成沿断面分布较均匀的细小组织.良好的铸坯组织为最终铁素体晶242包头钢铁学院学报2004年9月 第23卷第3期粒的细化奠定了基础.图2 Q235连轧阶段1～6道次变形后轧件(纵断面中心部位)的室温组织 ×100Fig.2 Microstructure of some stock of Q 235after each p ass during rolling(center) 奥氏体在大应变条件下,基体含有大量位错和形变带而使其自由能大幅度提高,从而使铁素体获得大的相变驱动力,特别是形核率.对于CSP 线热轧薄板而言,虽然总压缩比不是很大,但第1,2道次的压缩比相对较大,导致组织具有高位错密度结构、位错发团结构和亚晶结构,促进再结晶过程的进行,使柱状晶转变为等轴晶,在第3～6道次,虽然压缩比变小,但速度快,使应变能积累,铁素体相变时,形核率提高,铁素体晶粒细小.采用大压下连轧工艺是CSP 成品板组织细化的原因之一.另一个原因是第二相粒子的析出对组织细化的影响.Q235钢是普通低碳钢,无论在晶内,还是在晶界,均有弥散的析出物.这些弥散的析出物能够阻碍晶粒长大,起到细化组织的作用.成品板的组织比终轧后空冷到室温得到的组织还要细一些,说明终轧后的层流冷却也造成组织细化[2].3 力学性能的变化从表4可以看出,随着轧制道次的增加,延伸率先减后增,抗拉强度却先增后减,屈服强度的变化趋于平缓.这是由于在轧制和冷却的过程中,奥氏体组织的细化和部分铁素体的析出,相应的铁素体组织细化、力学性能均可以得到改善.CSP 线生产的Q235钢板,经过第1道次轧制后的晶粒度的级别可达到9级,经过6道次轧制后,晶粒度级别可以达到10级以上,其晶粒尺寸在9～10μm ,屈服强度可以达到400MPa 以上,超过Q235钢的标准235MPa.其强度提高的主要原因就是晶粒的细化,说明Q235钢可以通过控制轧制、控制冷却得到细小的晶粒,使屈服强度达到400MPa ,如果晶粒进一步细化到1μm ,强度可以提高到近800MPa.这样可以充分发挥钢材的潜力,减轻设备自重,节约资源,提高经济效益.因此,CSP 线生产工艺的研究、342赵莉萍等:Q235钢CSP 过程组织及性能的转变优化具有非常重要的实际意义.4 结论(1)连轧前铸坯的室温组织为粗大的针状或块状铁素体,少量的珠光体沿铁素体晶界不均匀分布.随着轧制道次的增加,变形后轧件的室温组织细化,珠光体分布趋于均匀、弥散,但是不同道次变形对组织细化的作用有明显差别.(2)连轧前铸坯组织由靠近表面的细晶区(急冷层)过渡到柱状晶(树枝晶)区.随着轧制道次的增加,轧件端部和心部的组织差异逐渐减小,最后得到的成品板具有均匀细小并被拉长的大量铁素体和部分珠光体的混合组织.(3)包钢成品板组织细化的重要原因是采用了大压下连轧工艺,高温阶段变形促进奥氏体的再结晶,低温阶段变形造成应变累积,使相变过程中铁素体的形核地点和形核速率大大增加.同时钢中大量弥散析出的碳化物等能阻碍晶粒长大,起到细化组织的作用,终轧后的层流冷却使成品组织细化.(4)Q235钢板采用多道次大形变量和高应变速率轧制可以获得非常细小的等轴铁素体,力学性能较采用传统工艺制备的Q235钢有显著的提高.参考文献:[1] 于 浩,康永林,王克鲁,等.CSP低碳钢薄板坯的连续冷却转变及显微组织细化[J].钢铁研究学报,2002,14(1):42246.[2] 田村今男.高强度低合金钢的控制轧制与控制冷却[M].王国栋.北京:冶金工业出版社,1992.知识窗连铸坯纵裂纹产生的原因及特征有哪些连铸坯表面纵裂纹是指沿着拉坯方向在铸坯表面发生的裂纹,主要包括面部纵裂纹和角部纵裂纹.纵裂纹在板坯多出现在宽面的中央部位,对于方坯而言则多发生在棱角处.表面纵裂纹直接影响钢材质量.经观察,发现纵裂纹组织有如下特点:(1)与无裂纹部位相比,裂纹区有细小等轴晶构成的急冷层,较薄.(2)急冷层越薄,裂纹深度越大.纵裂纹产生的主要原因是结晶器内冷却强度不均匀造成初生坯壳厚度不均匀,在坯壳薄的地方应力集中,当应力超过坯壳的抗拉强度时就产生裂纹.摘录自《中国冶金报》2004-08-21(8)气体的蒸发冷却在钢铁厂都用于哪些方面气体的蒸发冷却应用范围十分广泛.在钢铁厂的一些主要应用包括:转炉一次烟气、煤气的干法、半干法冷却:与湿法相比,干法蒸发冷却所需水量仅为湿法循环水量的约十分之一;电炉一次烟气的蒸发冷却:与传统的电炉一次烟气冷却方法相比,其设备大为简化、水处理及供水系统规模大为减少、系统阻力大为减少,相应地可以节省运行费用;高炉炉顶打水冷却:高炉炉顶在温度偏高时冷却速度极快,所需的冷却水压力低、喷嘴不堵塞、用水量仅为普遍打水的约十分之一,在节水的同时有利于炉内热平衡和降低焦比、煤气含水量;自备电厂锅炉、烧结机、焦炉的烟气脱硫:可以喷石灰乳,也可以喷废氨水以废治废.其它炉窑的烟气冷却和调质.以上这些应用在国内均有成功的应用示例.摘录自《中国冶金报》2004-04-08(7) 442包头钢铁学院学报2004年9月 第23卷第3期。
耐热不锈钢的高温力学性能评估随着工业和科技的不断发展，对高温环境下材料性能的需求越来越高。
耐热不锈钢作为一种具有优异高温性能的材料，在航空航天、石油化工和能源等领域得到了广泛应用。
因此，对耐热不锈钢的高温力学性能进行评估显得尤为重要。
高温力学性能评估主要包括力学性能测试、高温变形性能测试和高温持久性能测试等方面。
首先，我们来看看常用的高温力学性能测试方法。
力学性能测试是评估材料在高温下承受力学载荷的能力。
常见的力学性能测试包括抗拉强度、屈服强度、延伸率、断裂韧性等指标。
这些指标能够反映耐热不锈钢在高温下的强度和韧性。
通常采用万能试验机进行拉力试验，通过对试样施加拉力，测量材料的变形和破裂行为，从而得到力学性能数据。
在高温条件下，材料的变形行为也是重要的性能指标之一。
高温变形性能测试常用的方法有压缩试验、拉伸试验和蠕变试验等。
通过对材料在高温下施加不同形式的载荷，如压缩或拉伸，观察材料的变形行为和变形速率，可以评估耐热不锈钢在高温下的变形能力。
高温持久性能测试是评估材料在长时间高温暴露下的性能稳定性。
常用的方法包括高温蠕变试验、高温疲劳试验和高温腐蚀试验等。
这些试验能够模拟出实际工作条件下的高温环境，通过对材料的蠕变、疲劳和腐蚀等特性进行测试，评估耐热不锈钢在高温环境下的持久性能。
除了以上介绍的常规试验方法外，还有一些先进的非破坏性测试方法用于评估耐热不锈钢的高温力学性能。
例如，超声波检测、磁性检测和红外热成像等技术可以用于检测材料的内部缺陷、组织结构和表面温度分布等信息，从而判断材料的高温力学性能。
除了试验方法，还有一些关键参数需要在高温力学性能评估中考虑。
其中，温度是最基本的参数之一。
不同的耐热不锈钢具有不同的高温使用温度范围，因此需要根据具体需求来选择合适的测试温度。
此外，加载速率和应力水平也是影响高温力学性能评估结果的重要因素。
加载速率的选择应尽可能接近实际使用条件，以准确评估材料的高温性能。
高碳钢高温力学性能研究吴宗双,龚志翔,陈 刚(马鞍山钢铁股份有限公司技术中心,安徽马鞍山243000)摘 要:在G leeble 22000动态热模拟试验机上采用凝固法研究了高碳钢的高温力学性能。
测定了t Z D(零塑性温度)、t ZS (零强度温度)。
在4×10-4/s 应变速率条件下,所测钢种在熔点到750℃范围存在两个脆性温度区域,即熔点到1300℃的第Ⅰ脆性温度区域和750～925℃的第Ⅲ脆性温度区域。
在第Ⅲ脆性温度区域,γ单相A IN 、NbN 等氮化物在γ晶界的析出和在γ+α两相区先共析α相呈网膜状,在γ晶界的析出是造成钢脆化的主要原因。
通过控制钢中氮、铝含量,以及采用合理的冷却方式可以提高钢种的内在质量。
关键词:断面收缩率;60Mn 钢;高温性能;塑性区中图分类号:T G 139.31 文献标识码:A 文章编号:100121447(2006)022*******Study on high temperature mechanical properties of high carbon steelWU Zong 2shuang ,GON G Zhi 2xiang ,CH EN Gang(Technology center ,Maanshan iron and steel CO.Maanshan 243000,China )Abstract :This paper studies the high temperature mechanical properties of high carbon steel by solidifying method on G leeble 22000experiment machine.t ZS (zero ductility temperature )and t ZS(zero strength temperature )are determined.Under the strain rate of 4×10-4/s ,there exist twoductility temperature regions within a temperature range from the melting point to 750℃.Region I is from the melting point to 1300℃and region Ⅲis between 750and 925℃.The ductility loss is mainly caused by the precipitation of nitrides of Al ,Nb ,etc.at austenite boundaries in single γphase temperature range and the fomation of film 2like proeutectoid ferrite along γgrain boundaries in γ+αtwo 2phase temperature range.The interior quality of the steel can be improved by taking some measures ,such as precisely controlling contents of N and Al as well as adopting reasonable secondary cooling pattern.K ey w ords :shrinkage on cross section ;60Mn ;high temperature property ;ductility region作者简介:吴宗双(1972-),男,江苏人,工程师,主要从事金属材料力学性能研究. 马钢圆坯连铸机能生产国内直径最大的圆坯(<450mm ),主要用于生产高碳钢。
