【摘 要】
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如果钢中非金属夹杂物绝大多数为较低熔点夹杂物,可以改善钢材的抗疲劳破坏性能。作者对炉渣-钢液-夹杂物问相互作用进行了实验窒和工业试验研究。发现钢中MgO-A1203系高熔点央杂物的比率随渣-钢反应时间增加而减少,采用含41%左右A12O3和CaO/SiO2比在6.5左右的炉渣,CaO-MgO-A12O3-SiO2系夹杂物的比率增加至81.7%,大多数夹杂物位于较低熔点成分区域(≤1500℃)。在炉
【机 构】
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北京科技大学冶金与生态工程学院 首钢技术研究院
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如果钢中非金属夹杂物绝大多数为较低熔点夹杂物,可以改善钢材的抗疲劳破坏性能。作者对炉渣-钢液-夹杂物问相互作用进行了实验窒和工业试验研究。发现钢中MgO-A1203系高熔点央杂物的比率随渣-钢反应时间增加而减少,采用含41%左右A12O3和CaO/SiO2比在6.5左右的炉渣,CaO-MgO-A12O3-SiO2系夹杂物的比率增加至81.7%,大多数夹杂物位于较低熔点成分区域(≤1500℃)。在炉外精炼过程钢中夹杂物按“A1203系夹杂物→MgO-A12O3系夹杂物→CaO-MgO-A1203系夹杂物”顺序发生转变,其中MgO-A1203系央杂物向CaO-MgO-A12O3系夹杂物的转变速度相对较慢,致使LF精炼结束时钢中仍存在许多尚未转变的MgO-Al2O3系夹杂物.钢液T[O]对夹杂物转变有显著影响,降低T[O]含量有利于生成较低熔点的CaO-MgO-Al2O3系夹杂物.
其他文献
针对转炉→LF→RH→连铸的GCr15轴承钢生产工艺,采用系统取样、综合分析等方法,对转炉、LF、RH、中间包、铸坯中T[O]以及非金属夹杂物变化进行系统研究。结果表明铸坯中T[O]平均值为12×10-16,钢材中T[O]平均值为9×10-6,铸坯中大型夹杂物总量平均值为2.68mg/10kg.采用合理的工艺,转炉流程能够生产出高洁净度水平的GCr15轴承钢。
为解决三钢转炉冶炼时出现操作氧压高、化渣困难、喷溅严重等问题,对其转炉氧枪喷头进行了结构改进优化,并建立起描述该喷头射流特性的数学模型,利用FLuENT软件对原喷头和改进后喷头的氧气射流进行了冷态数值模拟。结果表明:在距喷头相等距离上,改进后喷头的氧气射流速度明显降低,冲击面积增大。将改进后的喷头用于工业生产,平均供氧时间降低了46秒,钢铁料耗减少了2.8kg/t,终渣碱度也有所提高。
在实验室建立顶底侧吹转炉吹炼物理模型,试验研究了顶底侧吹工艺参数对顶底侧吹转炉熔池搅拌的影响。结果表明,侧吹气体流量对熔池混匀时间有重要的影响,流量小时,熔池混匀时间降低的幅度小,侧吹气体强度达到一定的临界值后,熔池混匀时问显著降低,进一步提高侧吹强度,熔池混匀时间不再有大的变化。应在保证足够的侧吹气体流量的前提下,尽量采用小断面的侧枪。合适的底吹供气强度有助于项底侧吹转炉熔池搅拌混匀,顶枪枪位和
在无铁水炉外预处理脱磷工艺条件下,于一座转炉内冶炼优质高碳钢,通过实验室研究及生产工艺优化,成功开发了复吹转炉采用单渣法高拉碳工艺冶炼优质低磷高碳钢新技术,解决了低磷、高碳出钢的工艺技术难题。采用新工艺后,优质高碳钢出钢平均磷含量由0.015%下降为O.011%。出钢平均碳含量由0.097%提高到0.44%。
转炉吹氧期产生的烟气,进入炉口顶部活动烟罩的部分叫做一次烟气。一次烟气粉尘含量在70—200g/Nm3、或折合吨钢10-20Kg。在吹氧期的12-15分钟,必须进行除尘,将粉尘含量降低到小于或等于100mg/Nm3,总除尘效率要达到99.98%以上,有的城市和企业已经内控排放标准在50、或30mg/Nm3以下。本文介绍了转炉0G-文的功能,分析了改进和淘汰原因,探讨了改进或淘汰的技术方案。
本文介绍了选用LF精炼炉的依据和功能,并从钢包、耐火材料、精炼变压器、气体搅拌、合金加入、工艺布置、除尘方式等七各方面详细地论了钢包炉设计中应注意的事项。
中国古代长期居于世界领先地位,其中制度的因素不可忽视,不同的赋课制度和征收思想会对矿冶业的发展产生截然不同的效果。合理的赋课和劳役制度能够有效的激发劳动者的生产积极性,促进技术进步和产业发展;过度的征收则会使劳动者逃避生产,国家赋税减少,冶炼技术停滞。本文着重研究了我国古代各个不同时期的矿冶业赋课制度,通过比较研究,以期达到对我国古代矿冶业赋课制度的整体认识。
针对X70管线钢对钢中非金属夹杂物要求比较严格的特点,首钢首秦钢铁公司对以转炉-LF炉精炼-RH真空处理-连铸工艺生产管线钢的各个冶炼环节进行了优化和完善,对影响钢板非金属夹杂物合格率的主要因素进行了分析,发现RH真空处理后软吹氩气流量对钢材夹杂物合格率影响很大,将软吹氩气流量控制在100L/min以下后,夹杂物合格率稳定在了94%左右。对冶炼过程钢中总氧和夹杂物的变化规律的研究表明,首秦X70管
本文对15Mn2CrVNb制动梁用钢的铸坯角横裂纹缺陷进行了研究,研究认为铸坯角横裂纹的形成温度为870~900℃,在这一温度条件下NB、V等C、N化物析出以及铁素体在奥氏体晶界析出引起的奥氏体晶界脆化是裂纹形成的内部原因,而铸坯矫直过程中内弧侧的张应力是裂纹形成的外部原因,实践表明提高连铸坯的角部温度能够有效的避免铸坯角横裂纹的产生。
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