轧制性能（精选九篇）
轧制性能 篇1
目前,大多数镁合金产品主要通过铸造方式获得,我国台湾省每年生产的铸造镁合金笔记本电脑壳体占世界产量的60%,而日本占30%。铸造法生产的发动机壳体、仪表盘、车轮等正成为世界各知名汽车厂家的首选[3]。但是,与铸造镁合金相比,变形镁合金组织晶粒细小、无微观孔洞、无偏析,具有更高的力学性能、更多样化的结构,其发展潜力和应用优势已引起国内外对其成型技术的高度重视。其中,轧制是制备镁合金板材最经济有效的方式,它应用广泛,尤其适于薄壁件的加工,但是经常规冷、热轧的镁板具有强烈的基面织构,各向异性程度高,塑性成形能力差,限制了镁合金板材的应用[4,5,6,7,8]。因此,各国学者提出了多种轧制技术,旨在提高镁合金板材二次成形性能。
1 交叉辊轧制(Cross-roll rolling,CRR)
CRR是使轧机上、下工作辊在水平面内与垂直于轧向的轴向形成一定的交叉角(见图1),在上下辊间形成抛物线状的辊缝,使轧件在受到轧制压力时沿TD方向产生不同于正常压缩变形的附加剪切变形,为细化组织和改善板材成形性能提供了有利条件。
Y. Chino等[9,10,11]将CRR应用于AZ31镁合金(θ=7.5°),制备出了冲压成形性能良好的镁板。研究表明,CRR板材退火组织的平均晶粒尺寸与常规轧制没有太大差别,而一般情况下沿轧向分布的基面织构却向TD方向倾斜了一定的角度,且强度明显降低(见图2)。进一步分析表明,在拉伸试验中,CRR板材的拉伸性能、平均r值与常规轧制差异不大,而厚度、拉伸方向应变比与宽度、拉伸方向应变比的差异则低于常规轧制,这可能是CRR板材的成形性能优于常规轧制的原因。另外,在轧制过程中,板材厚度方向产生附加剪切变形,使基面织构的分布和强度发生改变,促发棱面〈a〉和锥面〈a+c〉滑移系的开动,导致宽度方向尤其是厚度方向的应变各向异性程度降低。
2 大应变轧制(Large strain tolling,LSR)
LSR属于剧塑性变形(Severe plastic deformation,SPD)技术,可使材料获得晶粒尺寸小于1μm的超细晶组织,具有强烈的晶粒细化能力。LSR过程中,板材由于承受独特的应力状态,还可形成不同于普通塑性变形所产生的变形、再结晶织构,从而使材料的成形性能得以提高。
2.1 累积叠轧(Accumulative roll bonding,ARB)
ARB是将表面进行脱脂及加工硬化等处理后的尺寸相等的2块金属薄板材料在一定温度下叠轧并使其自动焊合,主要步骤有切割、表面处理、叠垛、预热、轧制等(见图3[12])。可视情况重复进行相同的工艺实现LSR,从而使材料的组织得到细化、夹杂物分布均匀,大幅度提高板材的成形性能。
在ARB工艺中,材料可以反复轧制,累积应变可以达到较大值,在理论上能获得很大的压下量,突破了传统轧制压下量的限制,并可连续制备薄板类的超细晶金属材料,因此ARB被认为是SPD技术中唯一有希望能工业化生产大块超细晶金属材料的方法。
大多数关于ARB技术的研究都集中在钢铁和铝合金方面,采用ARB技术制备镁合金材料的报道相对较少。研究表明[13],MB2镁合金板材经ARB工艺4道次热轧后,平均晶粒尺寸从初始的17.8μm细化至1.2μm(见图4),其晶粒细化机制主要是形变诱导晶粒细化和热机械变形细化晶粒。ARB过程中,板材承受的累积变形量很大,导致材料动态再结晶温度下降,发生动态再结晶的临界点降低。而且,在SPD作用下,变形带在粗晶内部沿切应力方向产生,可松弛局部应力集中,随着变形的继续,晶粒沿着变形带破碎细化。加上镁合金的滑移系少,粗晶晶界处应变协调性差,变形时易出现位错塞积和交互作用,形成胞状组织。随着变形量的增加,胞状组织转变为亚晶粒,进一步增加变形量,亚晶转变为新的再结晶晶粒,并在材料内部储存能的驱动下促使更多的新晶粒形成。此外,ARB过程中板材晶粒没有像铝合金一样随着应变的增加发生持续的细化,一旦获得最小晶粒尺寸,则后续道次将不能得到显著的细化效果,这可能与镁合金的hcp晶体结构有关[14]。图5显示出ARB加工过程中板材的(0002)基面织构稳定,为比较典型的镁合金热轧织构。
除MB2镁合金板材外,ARB应用于AZ61、AZ91镁合金板材时的情形也较为相似,不同之处在于合金中铝元素的含量将影响第二相析出和晶界运动,导致晶粒细化效果产生差异[15,16]。
2.2 等径角轧制(Equal channel angular rolling,ECAR)
大量的实验研究表明[17,18,19,20],经等径角挤压(Equal channel angular press,ECAP)后的镁合金可得到非基面织构,具有极细的晶粒组织,表现出优异的力学性能,如高的强度、反常的Hall-Petch关系、塑性大幅度提高以及具有低温超塑性和高应变速率超塑性等特征,其变形机理也会发生改变,一些高温变形机理(如非基面滑移、晶界滑移、动态回复等)在室温下亦可发生。因此,如果能用ECAP制备镁合金板材,则可大大提高板材的成形性能和使用性能。但是,ECAP由于受设备结构等的限制,不能用于制备板材且难以实现连续化生产。为此,有关学者结合Conform 挤压、轧挤法等连续生产工艺,提出了ECAR工艺。ECAR装置如图6所示,即将模具安装于普通双辊轧机上,板材通过轧辊产生一定的轧制变形,然后利用两轧辊与板材表面的摩擦力来提供足够的挤压力使板材通过等径角模具转角,以此实现板材的连续剪切变形。
根据对镁合金ECAP工艺的已有研究[21,22,23,24],在ECAR工艺中,影响镁合金板材微观组织和性能的主要工艺参数有轧制道次、轧制路径、通道间隙、板材预热温度、模具温度和模具结构等。对AZ31镁合金板材ECAR的研究表明[25,26],与常规轧制的板材相比,ECAR板材的晶粒取向由(0002)基面取向演化为基面与非基面共存的取向,晶粒没有得到细化,同时形成了大量平行排列的细密孪晶,强度明显增大,极限拉伸比由轧前的1.2提高到轧后的1.6,板材的冲压性能得到改善。
3 交叉轧制(Cross rolling,CR)
普通单向轧制生产的镁合金板材通常具有较强的基面织构,各向异性程度高。为使板材各方向力学性能均匀,Y. Chino等[27]采用CR制备镁板,大大降低了基面织构,减轻了材料各向异性,有效改善了板材的冲压成形性能。
CR在多道次轧制过程中每道次都将轧制方向改变90°,板正法向不变,也可保持一个方向轧制多道次后再变向轧制。研究发现[7,27],温度较高时,CR镁板可发生动态再结晶,得到大量等轴晶,晶粒大小与普通单向热轧结果差别不大;温度较低时,组织中存在着大量孪晶、亚结构和位错等微细组织。与单向轧制相比,CR板材退火组织具有更好的均匀性和等轴性。如图7所示,与典型单向轧制板材相比,CR镁板基面织构强度大大降低,这主要得益于轧制方向的不断变化,使得组织的取向性降低,各方向更加平均。织构强度的降低,材料各向异性减轻或消除,以及CR板材退火组织的均匀性和等轴性,为深冲变形提供了良好的条件,通过薄板温拉深实验验证,CR板材的延伸率显著提高,其拉深比可达到2.15,板材的冲压成型性能得到显著提高[7]。
4 非对称轧制(Asymmetric rolling,AR)
AR也称异步轧制,可通过改变上、下轧辊直径,转速,摩擦条件来实现[28,29]。AR过程中,由于上、下轧辊的线速度不同,轧制变形区中性面将发生偏移,表现为辊缝出口端的轧材中性面偏向快速辊一侧。由于中性面的偏移,在变形区中形成一个外力作用条件与应力状态都比较特殊的区域,此区域位于两个中立点之间,其上、下接触面的摩擦力方向相反,形成了独特的“搓轧区”。搓轧区的存在,造成了轧制过程变形特点和金属流动的特殊变化。在搓轧区上、下表面,外摩擦力方向相反,减少了由外摩擦所形成的水平压力对变形的阻碍作用,从而显著降低了轧制变形时的总压力,而且造成搓轧区上、下表面金属流动速度不同,因而在变形区内引起剪切变形,导致金属表面质量、金相组织、晶体位向和力学性能的变化。AR还具有提高板材厚度精度、减少轧制道次、节能等优点,在钢板轧制中应用已较为广泛,但在镁合金中的应用则尚少。
对AZ31镁合金板材的AR研究表明[29,30,31],在相同的变形条件下,与常规轧制相比,AR更有利于发生动态再结晶,板材晶粒组织更加均匀细小,这种细化效果是由镁合金热轧过程的复杂性、轧制时的应力应变状态和金属流动特点所决定的。而且,AR过程由于产生剪切变形,当温度高于473K时,根据最易变形原则和Schmid定律,(0002)基面在剪切力的作用下发生转动,从而使(0002)基面晶粒取向减弱。
与普通轧制相比,AR对AZ31镁合金板材冲压性能的影响复杂,通过AR可降低其屈强比,提高应变硬化指数,降低制耳参数,但同时也使其塑性应变比降低[32]。因此,在通过AR提高 AZ31镁合金板材冲压性能时应综合考虑AR对冲压性能参数的影响,并通过工艺优化来提高AR镁合金板材的冲压成形能力,其中的关键是AR所引入的剪切变形对镁合金板材晶粒细化和取向改变的作用。
5 结语
镁合金板带产业近年来正面临着由厚到薄、由小批量向大规模生产应用的快速发展时期,许多学者致力于镁合金板材轧制技术的研究。但是,人们对于提高镁合金板材成型性的机理尚不清楚,缺乏可靠的理论指导,开发的多数轧制技术仅处于实验室研究阶段,离大规模产业化还有不小的差距。
变截面轧制的轧制力模型建立 篇2
关键词：变截面；轧制力模型；有限元
一、变截面轧制的轧制力模型的推导
轧制力模型是轧制过程中的关键参数之一，轧制力模型会对轧机运行时机座的弹跳值的产生直接影响，从而影响变截面轧制的厚度控制。变截面轧制是通过改变轧制过程中轧辊的压下量来实现的。[2]
对于普通轧制，轧制力可以用以下计算公式：
（1-1）
式中
P—轧制力；px—单位压力；ι—接触弧水平投影。
考虑到在接触弧上单位压力不是均匀分布的，普遍的做法是用平均单位压力代替单位压力来计算总轧制力。平均单位压力可以表示为：pm=nσ·σφ （1-2）
P=pm·F （1-3）
因此轧制力表示为：F=l·b （1-4）
l=■ （1-5）
式中 P=b·l·nσ·σφ （1-6）
b—轧件宽度；F—轧件与轧辊的接触面积；l—轧辊与轧件接触弧长；R—轧辊半径；△h—压下量；pm—平均单位压力；
nσ—应力状态影响系数；σφ—金属的实际变形抗力；
变截面轧制的压下量、接触弧长、宽展、延伸与普通轧制相比发生了改变。本文主要研究变截面薄板，倾斜角比较小，因此忽略接触弧长、咬入角的变化产生的影响。所以主要的影响量为压下量和宽展。压下量及宽展可以采用[3]中公式计算。
（一）应力状态影响系数。影响应力状态影响系数nσ的因素有：受轧件宽度影响的系数nβ，受摩擦影响的系数n′σ，受外端的影响系数n″σ，受张力的影响系数n′″σ。因此nσ表示为
[3-4]： （1-7）
因为是平面变形，nβ取值为1.15；此处不考虑外端的影响，n″σ取1；轧制时没有张力所以n′″σ也为1；摩擦影响系数运用采里柯夫公式（4-8）。
式中
H—入口厚度；h—出口厚度；hr—轧件在中性面上的厚度；
l—接触弧长；f—摩擦因素。
（二）金属塑性变形阻力。通常来说，在金属塑性变形阻力都采用以下函数形式：
（1-11）
式中T—变形温度；μ—变形速度；ε—变形程度。
关于化学成份的影响，目前一般采用对某一种特定钢种积累一套 经验数据的方法，或者在公式的系数予以体现。
这里采用张晓明、邸洪双的轧制力公式：
（1-12）
将（1-10）、（1-12）还有、的表达式带入（1-6）得到变截面轧制轧制力模型的表达式：
（1-13）
二、利用数值模拟的方法对变截面轧制过程进行了仿真，
从而验证了推导出的轧制力模型的正确性
（1）利用ansys数值模拟软件对变截面轧制过程进行了数值模拟，其中取三种倾斜角的变截面钢板分别进行了模拟，模型的建立过程中把轧机简化为一对工作辊，轧件为规则长方体，具体参数设置如表2.1。
表2.1 轧辊和坯料模型基本参数
将数值模拟的结果与理论计算值进行了比较。在变截面轧制过程中，取9个均匀的时间分隔点，将数值模拟和理论计算中这几个点的轧制力的数值以matlab绘制成曲线，结果如图
2.5 a、b、c所示。
采用数值模拟，对不同倾角的变截面轧制过程进行了模拟计算并域理论计算值进行了比较，从对比中可以看出：
数值模拟的结果和理论计算值具有一致性。数值模拟对变截面轧制过程的研究具有参考意义。数值模拟的结果还表明变截面轧制压下量增加时轧制力也是增加的
参考文献：
[1] 包向军.变截面薄板弯曲成形回弹的实验研究和数值模拟[D].上海交通2003.
[2] 赵志业.金属塑性变形与轧制理论[M].北京：冶金工业出版社，1980.
[3] 丁雷. 变厚度轧制及其厚度控制[J].机械工程与自动化. No.3，2011
[4] 丁雷.边厚度板材的轧制技术及其厚度控制模型的研究
[5] 周纪华，管克智.金属塑性变形阻力[M].北京：机械工业出版社，1989.
轧制性能 篇3
60钢热轧盘条在金属制品行业广泛用于生产钢绞线、钢丝产品, 一般需经过多道次拉拔, 减面率最高可达97%左右, 加工变形量大对热轧盘条组织性能要求高。随着用户对钢绞线、钢丝产品性能要求的提高, 对60钢热轧盘条的强度、面缩率、反复弯曲及扭转性能提出更高要求。我们通过微合金化和热机轧制工艺的应用, 大大提高了热轧盘条的性能。
2 60钢成分控制及工艺流程
2.1 成分控制
为提升60钢热轧盘条强度和面缩率, 以利于后续拉丝加工过程和成品钢丝的综合性能保证, 对盘条化学成分在标准允许范围内进行了调整, 主要是加入Cr:0.16~0.25%, 其它元素进行窄成分控制见表1。为与普通60钢区分, 确定钢的牌号为YA60。
2.2 生产工艺流程
生产工艺流程:高炉铁水→铁水预处理→转炉冶炼→精炼→连铸 (Φ380园坯) →加热→开坯 (140×140方坯) →加热→除鳞→热机轧制→控冷→集卷→打包→入库。
3 试制结果
按表1成分和上述工艺流程批量试制了Φ6.5规格的YA60钢热轧盘条。图1为YA60钢盘条抗拉强度直方图, 图2为普通60钢盘条抗拉强度直方图, 图3为YA60钢盘条面缩直方图, 图4为普通60钢盘条面缩直方图;图5为YA60钢热轧盘条金相组织, 图6为普通60钢热轧盘条金相组织。从图中可见, YA60钢盘条抗拉强度均值为987.8MPa、普通60钢盘条抗拉强度均值为952.2MPa, 相差36.6MPa;CL60K盘条面缩率均值为50.4%、普通60钢盘条面缩率均值为42.3%, 相差8.1%;即YA60钢盘条抗拉强度比普通60钢盘条提高的同时, 其面缩率同时提高。YA60钢盘条组织为细珠光体+微量铁素体, 晶粒明显细化。索氏体化率为90%以上, 比普通60钢盘条高约10% (普通60钢盘条组织为细珠光体+少量铁素体) 。YA60钢盘条拉拔性能改善明显, 用户加工结果良好。
4 讨论分析
铬是细化珠光体组织的有效合金元素, 能显著提高盘条的抗拉强度;增加奥氏体的稳定性使“C”曲线右移[1], 但加Cr也会促进中心偏析和心部马氏体、贝氏体组织的形成, 当采用方坯连铸存在角部裂纹缺陷时在缺陷区域也会促进局部偏析。在小方坯连铸生产中, 由于无法有效控制Cr偏析、方坯角部缺陷, 在盘条轧制冷却过程中在盘条次表层极易产生马氏体、贝氏体组织, 造成拉拔脆断, 因此一般在生产60钢盘条时不允许添加Cr元素。为解决加Cr元素后带来的不利影响, 工艺流程优化为连铸成380mm圆形钢坯、经过开坯成140×140mm方坯、进高线轧机经过热机轧制和专用控冷工艺, 即将轧件通过水冷和长通道恢复, 使温度降低到750~830℃后, 进入精轧机, 在二相 (γ+α) 区大变形量轧制[2]。同时连铸圆坯不易产生角部缺陷, 有效解决了添加Cr元素带来的盘条次表层极易产生马氏体、贝氏体组织不利影响。钢坯心部偏析虽然连铸时控制过热度≦30℃、采用连铸结晶器电磁搅拌工艺得到很大改善, 但为避免产生心部马氏体、贝氏体组织, 仍需要对控轧控冷工艺进行重新设计以避免心部马氏体、贝氏体组织产生。
5 结论
按优化后成分和热机轧制工艺、专用控冷工艺生产的盘条抗拉强度均值达到987.8MPa、面缩率达到50.4%、索氏体化率达到90%、而且晶粒明显细化, 性能优于普通60钢盘条。满足了用户对改善60钢热轧盘条性能的需求。
摘要：对60钢化学成分优化, 加入铬合金元素, 通过热机轧制和专用控冷工艺生产的盘条, 抗拉强度、面缩率、索氏体化率都明显提高, 满足用户深加工及改善钢丝性能的要求。
关键词：合金化,控轧控冷,综合性能
参考文献
[1]徐效谦, 阴绍芬主编.特殊钢钢丝[M].北京:冶金工业出版社, 2005:239.
无孔型轧制工艺的开发和应用 篇4
【关键词】无孔型轧制；压下规程；工艺设计
0.前言
在没有轧槽的平辊上轧制钢坯的方法，叫平辊轧制，也叫圆边矩形轧制或无槽轧制。
方坯、方钢和圆钢一般都是在排列有各种孔型的轧辊上轧制而成。但这种轧法轧辊消耗和储备量大，换辊频繁，不仅严重地影响轧机生产率的提高，而且使生产成本增加。为此，世界上许多国家研究在钢坯和简单断面型钢生产中，用无轧槽平辊代替粗轧机组和中轧机组中全部有槽轧辊进行无孔型轧制。目前，无孔型轧制正在较为广泛地取代常规的孔型轧制。
1.无孔型轧制法的优点
同传统的孔型轧制法相比，无孔型轧制法有如下的优点：
1.1节约能源
采用无孔型轧制，可使轧机作业率明显提高，因而减少停炉时间，使加热炉的燃料消耗减少6%；无孔型轧制时轧件变形较为均匀，轧件内部产生的附加应力小，没有轧槽侧壁对轧件的作用力和轧槽周边辊径差对轧件引起的摩擦力的作用，因此轧制力比用常规孔型轧制减小5%～10%，可节约电能约7%。
1.2成品质量好
无孔型轧制可避免孔型轧制时轧辊与导卫装置错位、轧偏和过充满所引起的质量缺陷；无孔型轧制可使金属产生横向流动，有利于表面更新，因而可使表面上的发纹、裂纹等缺陷减少和表面层变化均匀，这对要求脱碳层均匀分布的产品非常重要；轧辊工作表面无速度差，金属与轧辊接触表面上的相对滑动较孔型轧制时小得多，因而没有轧辊的磨屑压在轧件表面上，这对生产作为拉丝坯料的盘条特别有利。由于拉丝盘条的质量改善，可使细丝拉伸机的生产能力提高6%，成本降低5.5%。
1.3成材率高，节约金属
无孔型轧制时轧件变形均匀，因而轧件头部和尾部形成缺陷的长度大为减小。由于切头切尾长度显著减小，从而可使成材率提高0.1%～0.4%；由于变形均匀，无内部缺陷的轧件所占百分比也比常规孔型轧制法要高。因此可以获得提高成材率和节约金属的显著效果。
1.4节约轧辊，轧辊复修简化
无孔型轧制时所用轧辊直径比常规孔型轧制所用辊径小，其差值为轧槽深度的2倍，从而使轧辊重量减轻；平辊轧制时因为没有辊环，所以辊身长度的利用率可提高5%～10%；轧件与轧辊接触处的轧辊工作直径相同，没有由于轧槽所形成的辊径差，轧件宽向没有辊面速度差，轧辊磨损大为减少且较均匀，轧辊复修量显著减小，轧辊寿命提高2～4倍；由于无孔型的轧辊可适用于各种规格的产品，相同的轧辊又可适用于不同机架，这又可使轧辊的储备量大为减少（减少约1/3），从而使轧辊的管理大为简化。
1.5提高轧机的生产能力，降低劳动强度、劳动量和生产成本
无孔型轧制时，因为轧辊的共用性大，换轧产品时常常不用换辊，轧机调整也较为简便，从而可使轧机停工时间减少30%左右；换辊时，由于轧辊轴向无辊环阻碍，无须松退导板、卫板，使换辊时间大为缩短。因此轧机的作业率大为提高，从而显著提高轧机的生产能力，这对多品种小批量生产的轧机以及品种规格多的钢厂，效果尤为显著。
但是，无孔型轧制在应用中尚有以下问题有待解决：
（1）因为无孔型轧制没有侧壁夹持轧件，易于造成脱方，严重时则不可能继续轧制。
（2）由于轧件角部重复地进行无槽轧制，故比较尖锐，有可能造成折叠缺陷。
（3）为使无孔型轧制用于实际生产，需要设计防止脱方的轧制程序和导卫装置，这种导卫装置的设计应能防止轧件前后端弯曲、扭转脱方变形和刮伤轧件表面。
2.无孔型轧制工艺设计
2009年，轧钢厂将无孔型轧制工艺开发列为当年的技术改造项目，由于无孔型轧制存在的问题，轧钢厂在工艺开发设计过程采取了针对性的解决方法。
（1）优化设计无孔型轧制工艺道次程序表。将入口轧件的高宽比控制在小于1.5范围，最佳压下率控制在0.7RB和1.3RB之间（RB指变形在单鼓和双鼓之间时的临界压下率）。
（2）加长导板，使其尽量伸入轧辊中心， 以防止轧件平行四边形现象。
（3）设计防止轧件产生折叠的孔型。由于无孔型轧制后的矩形断面轧件是尖角的，在进入椭圆孔型中轧制时易形成折叠。为了防止折叠必须在其轧制最初咬入阶段阻止轧件角部的局部宽展， 即孔型必须设计成轧件中心位置变形程度要大。因此孔型设计为过渡孔型，以防止折叠产生。
3.工艺参数的确定
目前根据轧钢厂生产线的实际情况，我们首先在粗轧区进行摸索，所有的参数以粗轧为设计开发依据，具体如下：
3.1工艺和相关参数
全线18架轧机，其中粗、中轧各有6架平立交替布置，立式轧机为上传动。粗轧的平均延伸系数为1.323，1架箱型，2架立箱，其余采用椭圆一圆孔型系统。坯料为150*150*9700mm，开发钢种：HRB335，HRB400，40Cr，45A，45，35，25，20等。
粗轧出口断面：71圆钢，面积3957mm2；6#轧机轧制速度：0.909——1.706m/s。参数制定时，暂时不考虑6#轧机同7#轧机的孔型接口，其计算过程如下：确定6#轧机的轧件断面：F6=4013mm2，断面为：63.35*63.35mm，选用64*64mm，面积调整为4096mm2；总延伸系数为：F坯/F6=5.4932，平均延伸系数为：μ平均=1.3353，根据延伸系数的分配原则，先初步分配如下：
这样2、4、6架的轧件尺寸就设计成：113.21、84.49、63.98的方钢，为了测量和计算，调整为：114、84和64的方钢。
3.2宽展的确定
宽展的确定，选用Z.Wusatowski（Z-乌萨托夫斯基）公式计算确定：
式中：δ=B/H； （B为轧前轧件宽，H为轧前轧件高）
ε=H/D；（H为轧前轧件高，D为轧辊直径）
η=h/H；（h为轧后轧件高，H为轧前轧件高）
β=b/B；（b为轧后轧件宽，B为轧前轧件宽）
当η=0.1～0.5时，用公式（3），η≤0.1时，用公式（2）。
根据Z.Wusatowski（乌萨托夫斯基）宽展公式，计算出各道次料型尺寸如下：
基本条件：b0=150 H0=150 计算得：
经过对各道次轧件咬入条件计算，各道次均可以顺利咬入。实际生产中，各道次压下量按计算设定均较合适；道次轧件断面宽度与计算值偏差在±3mm之内。
4.应用情况
2009年8月14日，在粗轧开发无孔型轧制工艺获得成功，采用该工艺生产过程顺畅，成品钢筋经检验，各项力学性能、外观质量均符合国标要求。
截止2011年1月17日，该生产工艺在高线生产了近一年，总过钢量近100万吨，未出现因采用无孔型轧制工艺而引起的轧制事故和产品质量异议。
5.结论
无孔型轧制工艺在全连续轧制生产线上的使用是成功的，对于轧制普通钢种而言，不会产生质量缺陷，但在使用该工艺时，应考虑飞剪的剪切力是否满足。
轧制性能 篇5
颗粒增强铝基复合材料具有高比强度、高比模量、热膨胀系数小以及耐高温性及耐磨性良好等优点,现已作为轻量化结构材料广泛应用于航空航天、交通运输等领域[1,2,3]。目前,颗粒增强铝基复合材料的制备工艺有粉末冶金、挤压铸造、喷射共沉积和搅拌铸造等方法[4]。搅拌铸造法具有生产成本低、设备简单、工艺流程短、生产率高等特点,有着良好的发展前景。近年来的研究表明,搅拌铸造是实现批量制备高性能铝基复合材料较为理想的工艺。但采用搅拌铸造法制备的复合材料铸坯,基体合金晶粒组织粗大、成分偏析严重、陶瓷颗粒与基体之间容易发生有害界面反应而弱化界面结合强度,并且搅拌过程中因卷入大量气体而产生较高的气孔率[5]。因此,采用搅拌铸造法批量制备高性能铝基复合材料的真实价值并未得到充分的展示, 需要进一步探索。塑性成形是非连续增强金属基复合材料应用的重要成形技术,如热挤压、轧制、锻造,可以明显改善颗粒增强金属基复合材料的显微组织,提高材料的力学性能。目前有关SiC颗粒增强铝基复合材料塑性变形行为的报道甚多,但主要集中于对喷射沉积法、挤压铸造法和粉末冶金法制备的颗粒增强铝基复合材料的研究,而有关搅拌铸造颗粒增强铝基复合材料后续塑性变形的研究报道不多。L. Ceschini等[6,7]研究了锻造变形 (变形率为1∶3) 对搅拌铸造20%(体积分数)Al2O3p/2618铝基复合材料及23%(体积分数)Al2O3p/6063铝基复合材料显微组织与力学性能的影响,结果表明,复合材料经锻造变形后,SiC颗粒分散均匀性及颗粒尺寸没有发生变化。ümit Cöcen等[8]研究了热挤压变形对不同体积分数的SiC颗粒增强Al-5%Si-0.2%Mg铝基复合材料强度和塑性的影响,指出热挤压变形有利于提高复合材料的强度和塑性。Sudarshan等[9]研究了热挤压变形对SiCp/A356铝基复合材料及SiCp/8090铝基复合材料显微组织与力学性能的影响,结论与ümit Cöcen等的研究结果相似。X. J. Wang等[10]研究了热挤压变形(挤压比为12∶1)对SiCp/AZ91镁基复合材料显微组织的影响,认为材料经挤压比为12∶1的热挤压变形后,颗粒分布均匀性显著提高,且部分颗粒发生破碎。可见,目前对搅拌铸造复合材料的后续塑性变形的研究主要集中于热挤压及锻造变形。
本实验采用搅拌铸造技术制备SiCp/2024铝基复合材料铸锭,并对其进行后续的热挤压及轧制变形,成功制备SiCp/2024铝基复合材料薄板;通过金相观察(OM)、扫描电镜(SEM)、力学测试及数学统计等手段系统研究了搅拌铸造SiCp/2024复合材料铸锭在后续的塑性变形过程中显微组织的演变规律及力学性能变化,旨在为该类复合材料的生产实践提供指导意义。
1 实验
采用自行设计的搅拌设备制备SiCp/2024铝基复合材料坯锭。基体合金2024铝合金的化学成分见表1(质量分数/%),SiC颗粒加入量约为10%(质量分数),颗粒尺寸为10～15μm。为了有效改善SiC颗粒与铝合金熔体之间的润湿性,首先对SiC颗粒进行预处理,将SiC颗粒倒入盛有K2ZrF6溶液的容器中,充分搅拌均匀,然后加热烘干。基体2024铝合金在电阻炉中加热熔化,随后用高纯氩气对熔体进行精炼并除渣。当熔体温度达到设定温度时,边搅拌边加入处理过的SiC颗粒。采用金属模浇注成型。
复合材料铸坯直径为165mm,高为300mm。将圆柱锭坯机加工为Ф160mm的锭坯,然后在1250T卧式挤压机上进行热挤压,挤压温度为450℃,挤压比为17.3∶1,所得热挤压板截面尺寸为120mm×10mm,最后将热挤压复合材料板材轧制至厚度为2mm的薄板,轧制温度为460℃,道次间保温20min,道次压下量为15%。
采用WDW-E200型电子万能试验机进行室温拉伸实验,初始拉伸速率为0.5mm/min。采用Leitz-MM6卧式金相显微镜、JSM-6700F型扫描电镜及FEI-Quanta型环境扫描电镜观察材料的显微组织及拉伸断口;基于阿基米德原理测试材料的密度。
为了研究塑性变形对SiC颗粒在基体合金中分布的影响,采用样方法(The quadrat method)分析热挤压态及轧制态下复合材料显微组织中的SiC颗粒分布状况。基于样方法的原理,SiC颗粒在基体合金中的均匀分布程度可以通过式(1)进行描述:
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式中:q为样方法中所研究的总正方形网格数,Nqi为第i个正方形网格的SiC颗粒数,undefined为平均每个网格的SiC颗粒数,σ为标准方差。β值越大,则SiC颗粒在合金基体中的团聚程度越大。样方法大致如下:①在热挤压态及轧制态下的SEM显微组织照片(100×)中建立36个等大小的正方形网格(如图1所示),计算每个网格中的SiC颗粒数Nqi,为了减少边界误差,与正方形网格左边线和底边线相接触的SiC颗粒归纳为该网格内的颗粒;②根据式(2)计算出标准差σ,然后代入式(1)求解β值。
2 结果与分析
2.1 光学显微组织
图2为SiCp/2024复合材料在不同状态下的晶粒组织。由图2可看出,铸态复合材料的基体合金组织由晶粒粒径为80～100μm的等轴晶组成,粗大的晶界第二相呈非连续状分布。此外,在锭坯内部还明显观察到一些尺寸不等的孔洞缺陷,且SiC颗粒团聚处尤为明显。材料经挤压比为17.3∶1的热挤压及总变形量为80%的轧制变形后,基体合金的晶粒发生拉长、扭转、破碎,最终轧制态复合材料基体合金的晶粒粒径为30～40μm,组织更为致密。
2.2 SEM显微组织
图3为铸态SiCp/2024复合材料的SEM显微组织及SiC/Al界面电子探针线扫描结果。由图3(a)可明显看出,SiC颗粒宏观尺度上较均匀地分布于合金基体中,大部分SiC颗粒沿晶界分布,少数分布于晶内(见图3(b))。复合材料熔体从高温冷却过程中,随着ɑ-Al树枝晶的生长,SiC颗粒被推至晶界处,最后导致大部分SiC颗粒沿晶界分布或团聚于凝固区域。只有少数的SiC颗粒在熔体中起到非自发生核质点的作用,在凝固过程中作为α-Al枝晶的形核质点,而呈晶内分布特征[11]。SiC/Al界面电子探针线扫描结果(见图3(c))表明,Mg原子浓度在SiC/Al界面处较大。这表明Mg原子在凝固过程中发生了明显的向SiC/Al界面扩散而导致成分偏析。研究表明[12,13],Mg原子的界面扩散有可能通过以下反应而产生:
SiO2 +2Al2O3+2Mg →2MgAl2O4+Si
其中的反应剂SiO2主要来自SiC颗粒表层。由此可见,由于生成的MgAl2O4消耗了一定量的Mg,而这些Mg不能参与基体合金的热处理强化作用,因此要保证热处理的强化效果,基体合金需选择偏高的Mg含量。
图4为热挤压态SiCp/2024复合材料的SEM显微组织。由图4(a)和图4(b)可以看出,复合材料经高温热挤压后,粗大的铸态晶界第二相明显发生破碎并沿挤压方向流线排列,材料内部孔洞明显消除,组织致密;SiC颗粒在基体中分布的均匀性显著提高,团聚现象也明显减少,并且沿挤压方向的分布呈明显的带状组织特征。这是由于挤压时在较大的径向压应力作用下, 基体粒子被伸长, 而分布在边界上的增强体颗粒随基体金属做相应的塑性流动, 并适当调整自己的方位, 以利于塑性变形。这就造成增强体长轴趋于平行挤压方向,见图4(c)。
热挤压过程中,在巨大的挤压力作用下,基体金属主要沿挤压棒纵向方向发生塑性流动。在纵断面上,轴心附近的网格由原来的正方形变为近似的长方形,说明此处金属主要发生了与挤压方向一致的延伸变形;而外层的网格则变为近似的平行四边形,说明除了延伸变形外,还发生了一定的剪切变形,且剪切变形的程度由外向内逐渐减小。这种变形的不均匀性必然导致挤压板材各部分材料流动的不均匀,靠近挤压模中心位置区域的流动速度明显高于偏离中心位置较远的区域[14]。热挤压变形前,SiC颗粒随机地分布于合金基体中。热挤压过程中,复合材料处于三向压应力作用及状态,基体金属沿热挤压方向发生塑性流动。由于金属的流动具有不均匀特征,不规则的SiC颗粒则在其长轴方向上存在流动速度梯度,从而使颗粒产生一个使其转动的力矩。随着热挤压过程的进行,SiC颗粒随着基体的流动作出相应的转动,最终导致其长轴方向平行于热挤压方向。
图5为轧制态SiCp/2024复合材料的SEM显微组织。由图5可看出, 热挤压板材经总变形量为80%的轧制变形后,热挤压过程中形成的SiC颗粒条带间距逐渐变窄, 即SiC颗粒富集层与SiC颗粒较少层之间的层状组织间距减小, SiC颗粒分布趋于均匀。轧制对挤压过程形成的SiC颗粒的不均匀分布具有一定的改善作用, 但轧制并不能完全改变挤压时形成的SiC颗粒的条带状组织。图5(c)为图5(b)更高倍数下的SEM显微组织,可以看出大SiC颗粒周围存在平均粒度为3～4μm的小SiC颗粒,且较均匀地分布于合金基体中。轧制变形是强烈的一向压缩、两相延伸过程。基体合金发生塑性流动,当局部的应力超过颗粒的极限断裂强度时,刚性的SiC颗粒在巨大的轧制力和剪切力作用下发生破碎。
2.3 数学统计
图6为塑性变形过程中SiC颗粒团聚概率值β的变化情况。由图6可见,铸态SiCp/2024复合材料的颗粒团聚概率值β=0.92;复合材料铸坯经热挤压变形后,颗粒团聚概率值β=0.78;热挤压板材经进一步的轧制变形后,颗粒团聚概率值β=0.32。由此可知,铸态SiCp/2024复合材料经后续的塑性变形后,颗粒分布的均匀性明显提高。
图7为塑性变形过程中SiC颗粒粒径的变化情况。由图7可以看出,复合材料铸坯经塑性热变形后,SiC颗粒发生破碎,尤以经过轧制变形后的颗粒破碎最为明显。实验所用SiC颗粒为机械破碎所制备,颗粒带有明显的尖角(见图2(b));铸态SiCp/2024复合材料经热挤压后,SiC颗粒在三向压应力及剪切力的作用下,当局部的应力超过SiC颗粒的极限断裂强度时,颗粒表面产生裂纹,甚至发生破碎(见图5(c));热挤压板材经进一步的大变形量轧制变形时,巨大的轧制力使尺寸较大的颗粒发生破碎,同时,热挤压过程中形成的颗粒表面裂纹也加剧了SiC颗粒的破碎。
2.4 密度与气孔率
表2为搅拌铸造SiCp/2024复合材料的密度及气孔率。由表2可以看出,铸态SiC/2024复合材料的密度明显低于理论密度,气孔率为3.83%(体积分数)。该复合材料经挤压比为17.3∶1热挤压变形后,材料的密度明显接近理论密度,气孔率为1.31%(体积分数)。复合材料挤压板材经进一步的轧制变形后,其密度略低于理论密度。由此可见,搅拌铸造SiCp/2024复合材料铸坯经后续塑性加工后,材料组织明显致密。搅拌铸造复合材料铸坯高温热变形可以分为2个过程,即致密化过程和塑性变形过程[15]。致密化过程中,巨大的变形力致使铸态组织中的显微孔洞、SiC/Al界面之间的孔隙发生压缩变形、破裂,基体合金挤入孔隙;在塑性变形区,显微孔洞及孔隙同时受到静水压力和剪切应力的作用,静水压力使孔洞压缩,剪切变形作用使孔隙拉长和闭合而使材料致密。
2.5 力学性能及断口分析
表3为搅拌铸造SiCp/2024复合材料在不同状态下的室温力学性能。由表3的结果可以看出,经过热挤压和轧制变形处理后,搅拌铸造SiCp/2024复合材料薄板的抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为σb =460MPa、σ0.2=400MPa、δ=4%,与铸态材料相比,分别增加了275%、325%、3.2%。这说明后续塑性加工处理可以极大地改善搅拌铸造铝基复合材料的室温拉伸强度及延塑性。
图8为搅拌铸造SiCp/2024复合材料在不同状态下的拉伸断口形貌。由图8可以看出,SiCp/2024复合材料主要的断裂机制为合金基体的延性断裂、SiC颗粒断裂及SiC/Al界面脱粘。铸态复合材料断口中韧窝较少,SiC颗粒拔出现象较为普遍。复合材料经热挤压后,断口由较多的细小韧窝组成,SiC颗粒主要呈断裂特征,SiC/Al界面脱粘现象较少。轧制态复合材料断口形貌与热挤压态复合材料断口形貌较相似,增强体颗粒的失效形式以SiC颗粒断裂为主。由此可见,热变形有利于改善SiC颗粒与基体合金的界面结合。
搅拌铸造SiCp/2024复合材料经热挤压及轧制变形后,拉伸强度显著提高主要是由于以下几方面的原因:①材料经挤压比为17.3∶1的热挤压变形及总变形量为80%的轧制变形后,晶粒粒径由铸态下的80～100μm细化至30～40μm而引起的细晶强化作用;②热变形过程中,由于基体金属流动性好,能够充填到大的SiC颗粒破碎形成的间隙中,减小或消除材料内部存在的孔洞缺陷,孔隙率由3.83%降至0.89%,材料致密度显著提高;③数学统计表明,经塑性变形后,SiC颗粒分布趋于均匀,将明显减少因SiC颗粒团聚而引起的应力集中;④热变形有利于改善SiC颗粒与基体合金界面结合,SiC颗粒通过界面的载荷传递更能有效地分担基体的部分载荷;⑤由于SiC颗粒与基体的热膨胀系数及弹性模量的差异,在温度变化或热变形时,因热错配或模量错配而在界面附近的基体上带来较高的微区应力集中,并生成许多位错,从而产生位错强化[16]。
3 结论
(1)利用搅拌铸造技术制备SiCp/2024复合材料。铸坯主要由粒径为80～100μm的等轴晶组成,粗大的晶界第二相呈非连续状分布,大部分SiC颗粒沿晶界分布,少数分布于晶内。
(2)热挤压变形后,晶粒沿挤压方向被拉长,SiC颗粒及破碎的第二相沿挤压方向呈流线分布;轧制变形后,基体合金组织进一步细化,晶粒尺寸为30～40μm,SiC颗粒破碎明显,颗粒分布趋于均匀;轧制变形对挤压过程中形成的SiC颗粒层带状不均匀组织有显著的改善作用。
(3)经数学概率计算,铸态SiCp/2024复合材料的颗粒团聚概率值β=0.92;热挤压变形后,颗粒团聚概率值β=0.78;经进一步的轧制变形后,颗粒团聚概率值β=0.32。可见,搅拌铸造SiCp/2024复合材料经后续的塑性变形后,颗粒分布的均匀性明显提高。
(4)力学测试表明,塑性变形有利于提高复合材料的抗拉强度、屈服强度和延伸率。搅拌铸造SiCp/2024复合材料薄板的抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为σb =460MPa、σ0.2=400MPa、δ=4%。
(5)断口分析表明,SiCp/2024复合材料轧板主要的断裂机制为合金基体的延性断裂、SiC颗粒断裂及SiC/Al界面脱粘。
轧制性能 篇6
文章通过两种轧制工艺获得Ti-62A合金厚板，并对比组织及性能，以期能为该合金的厚板生产提供参考。
1 实验
1.1 材料
选用的钛合金，通过3次真空自耗熔炼制得合金铸锭，化学成分按名义成分控制。采用金相法测得α+β→β相转变温度为970±5℃。
1.2 工艺方案
铸锭经β相区开坯锻造成厚度为200～250mm的板坯，此后分两种工艺轧制：
工艺A：两相区开坯→两相区轧至40mm。
工艺B：两相区开坯→β处理→两相区轧至40mm。
经两种工艺轧制后，板材经750℃/2h AC热处理后取试样进行性能检测。
2 结果及讨论
2.1 显微组织
该合金板材经两种工艺轧制后的显微组织见图1。
由图1中a可看出，该合金经两相区开坯后，锻造态组织均已转变成较均匀细小的等轴组织。b图，经工艺A轧至40mm，总变形量进一步增加，等轴组织更加均匀细小，为典型的等轴组织。d图，经工艺B轧至40mm，β晶粒（c图，β处理后）在变形过程中被破碎，原始β晶粒内的α片变短，各α片层交错排列，形成网篮组织。由于β处理后变形量较小，存在未完全破碎的β晶界。板材经750℃/2h AC热处理后，组织基本变化不大（图e、f）。
2.2 力学性能
两种工艺轧制及热处理后板材的性能见表1，性能对比见图2。
由表1，板材经工艺A轧制后，抗拉强度达到1138Mpa，延伸率为19%，均高于工艺B轧制板材（图2）；经工艺B轧制后，板材冲击韧性值最高，为39J/cm2，由图2可看出，工艺A与工艺B相比：板材的强度、塑性值较高，但冲击韧性值较低。经750℃/2h AC热处理后板材的强度、塑性、冲击韧性值有所降低。
3 结束语
(1）经工艺A和工艺B轧制，板材分别获得了等轴组织和网篮组织，且组织均匀。（2）工艺A与工艺B相比：板材的强度、塑性值较高，其值分别为1138Mpa,19%，但工艺B轧制板材冲击韧性值较高，为39J/cm2。经750℃/2h AC热处理后板材的强度、塑性、冲击韧性值均有所降低。
摘要：文章通过两种轧制工艺获得Ti-62A钛合金厚板,并对比组织及性能。结果表明:两种工艺,分别获得等轴组织和网篮组织,并对两种组织对应的性能进行了比较,以期为该合金板材生产提供参考。
关键词：轧制工艺,组织,性能
参考文献
[1]孙明.热处理对Ti-62A合金厚板组织及性能的影响[J].中国有色金属学报,2010,20(1):681-684.
[2]恒磊,周廉,周义刚,等.高强韧钛合金评述[J].稀有金属快报,2004,23(10):5.
轧制一流钢材打造实力集团 篇7
轧一集团在以董事长孟照勤为核心领导班子的率领下, 依靠自身力量谋发展, 以锐意创新、敢为人先的精神, 不断冲破制约企业发展的瓶颈, 不断开创新的发展局面。历经十余年的打拼, 取得了令人震撼的发展成就:从1998年的钢材产量5.6万吨, 亏损5300万元, 发展到2009年生产总量673万吨;销售收入576亿元;利润3.55亿元;资产总额超过200亿元的大型钢铁联合企业, 走出了一条具有轧一特色的发展路子, 创造了天津冶金发展史上的奇迹。目前, 轧一旗下共拥有生产型企业六家, 贸易型企业七家, 物流型企业一家, 房地产企业一家, 以及大型五星级酒店一家。
做精主业, 打造绿色钢铁格局
“人无我有, 人有我精”是轧一发展的动力, 没有过硬的产品, 就不会有持续的竞争力。多年来, 轧一依靠科技研发优化品种;依靠工艺创新优化成本;依靠节能减排优化环境;依靠过硬的产品质量站稳市场。坚定不移的实施“两个基地”的发展规划。在铁矿资源丰富的唐山地区, 以钢铁冶炼、热轧板带和型材加工为主导、总规模为600万吨的高效短流程“热轧基地”已形成;在天津滨海新区等地, 以高品质冷轧薄板及延伸产品为主导、总规模为400万吨国际一流“冷轧基地”已初具规模。形成了上下游配套、产业链延伸、资源利用充分的现代化钢铁产业格局。
建设“节能降耗、清洁生产、文明环保”的绿色钢铁企业, 是构建以人为本、和谐社会的需要;也是全面、协调、可持续发展的需要。多年来, 轧一集团不断加大资金投入, 不断加大节能减排力度, 陆续在“热轧基地”实施了转炉煤气发电、污水处理设施、烟气脱硫等若干个项目, 并且取得了实实在在的效果, 在行业内处领先地位。
做强贸易, 改变产业单一模式
金融危机对实体经济的影响是历史性的, 面对生产和经营的双重困难, 轧一集团在原有钢铁主业的基础上, 解放思想, 创新思路, 打破几十年的传统营销模式, 充分利用实体经济的资本平台, 倾力打造即服务自身又面向社会的综合型贸易实体。目前, 七大贸易公司的营销网络, 已遍布包括香港在内的全国各地, 2010年的贸易总额将达到300亿元, 出口创汇将突破5亿美元。做强贸易, 不仅使传统的营销模式发生了历史性变革, 也对畅通资源渠道、确保产品销售、阻断效益流失发挥了巨大的作用。同时, 它还把实体经济与市场联系的更加紧密, 形成了实体经济和贸易经济相互依托、相互促进、协调发展的新格局。
多元发展, 提高企业整体竞争力
产业多元化是增强企业抗风险能力的重要举措。近几年来, 随着房地产市场的持续走强, 轧一市区的土地资本也在不断增值。结合老企业的搬迁改造和新项目的快速实施, 目前, 轧一已成功开发建设了精品住宅四片, 高档写字楼一座, 五星级酒店一座。其中:竣工面积达49万平方米, 在建面积尚有53万平方米。同时, 轧一还拥有市区及周边三宗共1000亩土地, 区位优势明显, 开发前景良好, 已经成为房地产界普遍关注的热点。广泛合作、立足自身是轧一的房地产开发原则, 此举不仅使轧一的资本结构得到进一步优化, 也将为轧一的未来发展注入更多的活力。
以人为本, 促进企业和谐发展
轧制设备的安装与监理 篇8
底板是轧机机架坐落在基础上的重要载体, 在制造厂的装配和建设单位的安装过程中都十分注意底板的施工。在《轧机机械设备工程安装验收规范》GB50386-2006 (以下简称《规范》) 中作了具体规定, 并单独作为一个分部工程。
《规范》除规定了纵横中心线的偏差外, 还规定了纵横方向和水平度均须达0.05/1 000mm, 且机架底部和侧面与底板的结合面用0.05mm塞尺不入率达75%。
要达到《规范》的要求, 使制造厂的装配和建设单位的安装都能顺利进行, 制造厂的设计和机械加工是关键环节。
某工程采用平垫板施工, 先按垫板布置要求在基础上做浆堆, 即把平垫板放在座浆料中, 每块垫板要找水平、标高并配垫片组 (图1) , 当底板放在垫板上后要求底板与垫片组紧密结合, 然后在底板上找纵横方向和水平的标高以及底板纵横中心线位置。
底板在安装过程中常出现底板下平面不平及底板厚度不均现象, 这样就需把底板吊出来检查处理, 不但要增加费用, 而且影响工期。
避免类似问题需从设计和加工着手。现状底板的上平面粗糙度要求较高, 而下平面粗糙度要求较低、底板厚度为自由公差。建议设计者提高底板下平面的粗糙度, 增加底板下、上平面的平行度要求及厚度尺寸公差或两块底板配作。此外, 制造厂在特殊情况下发现偏差应及时通知用户, 以便事前配制垫片组。同时监理工程师在安装底板之前, 要对两块底面各高度尺寸进行检查, 以便事前处理。
在特殊情况下, 当两块底板的安装合格时, 也会出现两机架安装后两窗口底面不平和标高不对, 或机架窗口衬板面的垂直高度达不到要求。这就需要按《规范》对底板进行二次调整。为不影响工期, 要求制造厂如在装配时对底板进行过二次调整, 则应及时通知安装单位, 并提供数据, 以减少不必要的麻烦。二次调整是底板连同机架一起抬升调整垫片组, 采用斜垫板施工便于调整, 采用平垫板难度较大。
2. 辊道安装
现代轧机的辊道基本均采用单独传动小成组方式, 即一般由2～12根辊子组成一组。由两个辊道架通过横梁连接和一个单独电机座组成, 电机与辊子采用齿式连接或万向接手连接。
辊道架上装轴承座的部位纵横方向都有止口定位, 轴承中心采用链式尺寸标准, 两辊道架用数控机床加工, 而且横梁多采用同一加工方式, 保证两梁端面平行和等长。而轴承座的底面与中心面尺寸有公差要求, 两边对中心有对称度要求, 在工厂组装而达相当好的精度, 即两辊架的标高和水平, 辊子的标高和水平, 以及辊子对中心线的垂直度和辊子间的平行度都很容易达到《规范》要求。通常辊道在制造厂经组装检验合格后成组发运到安装现场。在安装现场, 监理工程师应该正确理解制造厂的安装说明和《规范》要求, 以保证质量。
某厂在安装辊道时对《规范》理解有误, 强调按规范只找基准辊对轧制中心线的垂直度, 造成一组中的一部分辊子对中心线的垂直度值超差, 验收不合格 (图2) 。
热输出辊道同样存在上述问题, 返工后仍不能达到《规范》要求的约占50%, 虽经现场处理后可用, 但花费了不少人力、物力和财力。
热输出辊道的结构见图3, 辊道架为整体焊接结构, 装辊子部件的部位有横向止口定位。辊子及其轴承座装在一块底板上, 轴承座中心各有一定位销与底板定位。底板的端面有一斜面, 在装配时用另一小斜块调正后焊接, 仅用一个螺栓压紧即可。拆卸时, 仅需松动螺栓后倒下, 即可将辊子组件吊离。
钢材轧制工艺及质量控制 篇9
进入二十一世纪以来, 世界各地的经济呈现出快速发展的趋势, 这也促进了钢铁工业的飞速发展。而我国是钢铁生产大国, 特别是近十年内我国钢铁的生产情况一直保持着高速稳定态势, 钢铁的生产总量逐年增加, 生产规模也在不断扩大。当前, 我国已经一跃成为了世界第一钢铁生产大国, 钢出口量占钢铁总生产的比例很大。钢铁行业需要选择合适的原材料之外还应该注意轧制工艺、轧制装备等方面因素, 进一步促进我国钢铁行业的发展。
自从我国加入世贸组织以后, 我国的钢铁市场在整个世界市场内占据了一席之地。特别是在我国实行改革开放以来, 我国引进一批世界先进的钢铁生产设备, 轧钢人员已经能够掌握这些设备的使用技巧, 并能够在实际生产的过程中总结经验并学习先进的生产技术, 生产质量高的钢材。但是, 我们必须知道的是我国轧钢技术虽然取得了很大进步, 但是和国外先进的生产国家相比还存在着很大的差距。所以, 我们在轧钢生产之余还应该提高我国的轧钢技术的理论研究, 这也是当前我国轧钢技术人员必须重视的一个方面。我国正处于并将长期处于社会主义初级阶段, 还需要大量的钢材来支撑我国经济的发展和社会的进步, 所以必须学习和引进外国的先进轧钢技术, 促进我国钢铁行业追赶上世界先进生产水平。
1 钢材轧制的工艺分析
通常来讲, 所谓轧钢指的就是通过轧机轧过的钢材。轧钢的种类我们根据轧制温度的不同分为热轧钢和冷轧钢。下面我们就分别对这两种工艺进行分析。
1.1 热轧钢工艺分析
1.1.1 薄板坯连铸连轧工艺
薄板坯连铸连轧的铸坯厚度一般为50~90mm, 其工艺特点为: (1) 结晶器内冷却强度大, 铸态组织晶粒细化; (2) 选用板卷箱可以减少中间温度的降低, 缩短了预精轧机与精轧机的距离; (3) 针对不同钢种与所需带钢的厚度; (4) 辊底式加热炉可以灵活掌握板坯的加热工艺; (5) 可以增加近距离地下式卷取机用于生产较薄带钢。
1.1.2 中厚板坯连铸连轧工艺
中厚板坯连铸连轧的铸坯厚度一般为100~150mm, 多采用步进梁式加热炉。其工艺特点为: (1) 连轧生产效率和连铸生产节奏相符较好; (2) 适用于传统热带钢连铸连轧线的改造; (3) 可以浇铸的钢材种类明显的多于波板坯连铸机, 具有选择钢种的灵活性; (4) 有利于带材提高质量, 增加品种; (5) 在生产厚规格的板材时不存在压缩比不足的问题。
1.2 冷轧带钢工艺分析
1.2.1 冷连轧带钢生产流程
(1) 酸洗。用于去除热轧原料表面氧化皮中的Fe3O4、Fe2O3和Fe O, 一般采用盐酸对带钢进行酸洗; (2) 冷连轧。将原料钢材通过几个串联布置的机架进行连续的轧制, 直到尺寸和性能符合要求; (3) 退火。由于冷轧过程中钢材会发生加工硬化现象, 为了消除这种加工硬化, 就需要对冷轧后的钢材进行退火处理, 一般采用连续退火和罩式炉退火; (4) 平整。为了使带钢具有较高的表面质量和良好的板型, 以适应不同的用途要求, 需要在退火后对带钢进行以1%~5%的小压缩率冷轧, 也就是平整。
1.2.2 冷轧带钢工艺特点
第一, 大张力轧制。在冷轧生产中经常会通过施加张力的方法来保证轧制能够顺利进行, 通过这种方法能够减少单位面积的压力, 进而能够改变变形区域内部的金属盈利, 减少了生产损耗, 避免了轧钢出现变形的问题。此外, 还能够保证轧钢按照规定的轨道前进, 提高了钢铁的通过效率以及钢铁的质量。第二, 大宽厚比。冷轧钢规格中最薄的地方可以达到零点一毫米, 最大的地方则能够达到两千毫米, 宽厚比超过了一千, 这也显现出了冷轧的生产特点, 由于宽厚比大使得冷轧前后比例很难达到一致, 加大了生产的难度, 对技术方面提出了更高的要求。第三, 加工硬化。钢材在冷轧的时候随着时间的推移会产生积累变形, 进而造成硬化现象, 这会导致钢铁的韧性减弱、断面的收缩率以及钢铁的延伸性降低, 使得钢铁出现变形的情况, 需要轧制的压力增大。第四, 工艺冷却及润滑。根据大量的生产经验来看, 钢铁在冷轧的过程中大部分都是因为热能的转化产生的变形, 这会造成钢铁表面的温度超过规定要求, 轧辊的表面温度可以达到一百二十摄氏度, 内部的温度则可以达到三十五到四十摄氏度, 温度过高会造成带钢的硬度减弱, 进而影响到钢铁的使用寿命。此外, 为了避免因为摩擦力过大影响到带钢表面的质量, 需要进行润滑。
2 钢材轧制的质量问题和控制措施
2.1 麻点
在钢板的表面经常会很粗糙, 这主要是因为表面附着的铁氧化物脱落之后形成的凹凸不平的表面, 这不仅影响到钢铁的外观, 同时也影响到轧钢的整体质量。我们必须根据钢种选择不同的坯料, 并控制好不同阶段的温度, 特别是烧嘴的温度。
2.2 裂纹
相比其他的轧制问题, 裂纹是钢材质量的最大缺陷。所谓裂纹指的就是在钢铁表面出现的长度、深度不相同的裂纹, 这不仅破坏了钢铁整体的连续性, 而且降低了钢铁的强度, 外观也有一定的影响。在轧制的过程中必须对轧制的坯型进行严格把关, 控制好压制的温度, 避免温度过高或过低。
2.3 折叠
折叠指的是在轧钢表面出现局部的双层重叠情况, 外面呈现出条状。在生产的过程中应该控制好钢铁的抛出速度并避免钢铁和其他设备的撞击, 对辊道进行检查, 保证轧辊的正常运行。
2.4 板材波浪
板材波浪经常出现在轧钢的长度方向上, 这不仅破坏了轧钢的整体性能, 同时也使得钢板的表面不平整。在轧钢的时候应该根据生产规格来进行变换轧辊的形状。同时还应该保证钢铁生产温度的平衡性, 在冷却的时候应该保持温度的平稳下降, 保持轧辊的稳定性。
2.5 分层
分层主要出现在轧钢的断面上出现一条或者多条断层, 这不仅破坏了轧钢表面的整体美观, 而且有时在断层中还会夹杂着很多的杂质, 影响了整个轧钢的质量。所以在轧制的时候应该选择合适的轧钢技术, 尽量减少轧钢中的杂物。此外还应该根据实际的轧钢需要制定出合理的铸造工艺, 尽量保证坯型的合理性。
3 结束语
随着市场钢材需求量的不断增多, 轧钢生产工艺已经受到了人们的广泛关注, 轧钢工艺的选择直接关系到钢材生产的质量。为了能够保证钢材生产满足社会经济发展的需求, 应该加强对轧钢技术和质量的理论研究和实践总结, 通过加强对钢铁企业技术上的革新, 突破轧钢生产的障碍, 减少钢材生产的损耗, 满足钢铁企业的生产需求, 促进我国钢铁行业的发展。
摘要：钢材在我国的生活中被广泛应用, 而轧钢在钢材品种中具有十分重要的地位。钢材轧制的工艺直接关系到钢材的质量。文章针对当前我国钢材轧制过程中可能出现的问题进行分析, 并提出一些可行的方案。
关键词：热轧,冷轧,质量控制
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