微量元素對鋼材性能的影響0

1、591351714804微量元素對鋼材性能的影響砷的冶金物理化學(xué)屬性及其對鋼熱軋過程的影響徐薌明寶山鋼鐵股份有限公司特殊鋼分公司制造管理部砷對鋼的危害體現(xiàn)在以下幾個方面：1砷易在鋼的界面處產(chǎn)生偏聚，導(dǎo)致回火脆現(xiàn)象；在熱加工時砷使鋼材產(chǎn)生表面熱脆裂紋等缺陷；砷對鋼的硬度有不利影響；4當鋼中砷含量大于0.02%時，會導(dǎo)致成分嚴重偏析，改變晶粒組織結(jié)構(gòu)，破壞金屬的連續(xù)性；5砷使鋼的冷脆性能增加，延伸率，斷面收縮率及沖擊韌性降低，并使鋼的焊接性能變差，一般用途低碳鋼中的成分應(yīng)控制在小于0.02%0.045%作者對實驗鋼砷的面掃描圖像分析，發(fā)現(xiàn)砷在試樣表層中分布明顯不均勻，在試樣表層的氧化物內(nèi)，砷明顯低

2、于基體，這表明實驗鋼在加熱過程中，鐵變氧化成氧化物，而砷不被氧化，而砷擴散到未氧化的基體中去，使基體中砷的含量增加，從而使基體和氧化物中，砷分布明顯不均勻，因此，當鋼坯在高溫氧化性氣氛下長時間加熱時，發(fā)生嚴重氧化的鋼表層中砷向鐵素體基體富集，從而引起鋼表層的熱塑性降低。含砷在氧化性氣氛加熱的過程中，砷不斷被排列到氧化層下的金屬中，當砷含量超出在鐵中的溶解極限時，就會在氧化層和金屬界面間形成溶融的液相，在熱加工拉應(yīng)力作用下，這些液相則會濕潤晶界而產(chǎn)生表面熱脆裂紋。綜合砷元素的特點及熱軋缺陷檢驗結(jié)果，對熱連軋的裂紋原因分析如下：1由于砷元素容易偏析于晶界，降低了晶界表面能，弱化了晶界，增大了沿晶界

3、脆性斷裂的傾向，降低了鋼的脆性斷裂抗力。2當鋼坯在高溫，氧化性氣氛下長時間加熱時，發(fā)生嚴重氧化的鋼表層中砷向鐵素體基體富集，從而引起鋼表層的熱塑性降低。3同時砷與鐵素體固溶，脆化了鐵素體組織，鋼坯經(jīng)加熱后惡化了鋼的基體組織強度，降低了鋼的延性。改善含砷鋼熱塑性的軋制對策為改善含砷鋼的塑性，依據(jù)以上分析裂紋產(chǎn)生的機理，對原軋制工藝進行了優(yōu)化和調(diào)整，設(shè)計了如下工藝：1降低加熱溫度，縮小各加熱段上，下加熱溫差控制范圍，加熱溫度按下限控制，使加熱溫度更均勻。加熱工藝參數(shù)見表1所示。2按還原性氣氛控制爐氣，避免嚴重氧化的鋼表層中砷向鐵素體基體富集，減緩表面熱脆3采用高壓水除磷，剝?nèi)ヤ撆鞅砻嫜趸瘜?為避免

4、熱連軋過程軋件因快速溫升再次產(chǎn)生氧化，采用低溫軋制。表1調(diào)整前后的加熱爐工藝參數(shù)表工藝狀況加熱時間爐尾溫度爐溫C加熱I加熱II均熱開軋溫度原工藝三1:30W850C1100107012001050118010501180試驗工藝三1:30W800C1080105011501070115010701150砷、錫、銻對35Mn鋼塑性的影響曹仁煥東北大學(xué)研究發(fā)現(xiàn)在1100度以下，砷、錫、銻含量對實驗鋼的熱塑性影響不大，但在1100度以上，隨著實驗鋼中砷、錫、銻含量增加，實驗鋼的熱塑性明顯降低，在高溫長時間加熱，表面發(fā)生嚴重氧化的所有實驗鋼，表層中砷向基體鐵素體富集，銻只有在其含量較大的實驗鋼中富集，

5、而錫在所有實驗鋼中沒有富集。微量有害元素對鋼錠鍛造過程引起表面熱脆的影響陳學(xué)武（北京重型機器廠）鋼中含微量有害元素出現(xiàn)熱脆的機制1微量有害元素的偏析：錫、砷、銻等元素均為低溶點元素（錫232度，砷817度，銻630度）鋼錠凝固結(jié)晶過程中熔質(zhì)元素分布不均勻，由于溶質(zhì)元素在液相和固相的溶解度與凝固過程中選分結(jié)晶，結(jié)晶初期形成的樹枝晶較純，后結(jié)晶的含有較多的溶質(zhì)元素，形成晶粒內(nèi)部溶度的不均勻性，或在凝固，冷卻過程中出現(xiàn)晶界沉淀，研究鐵碳合金中，各元素的偏析時，發(fā)現(xiàn)錫與砷的偏析度最大。2微量元素在高溫加熱過程中的富集：鋼錠或鋼坯在鍛造軋制的加熱過程中，微量元素錫、砷、銻與殘余元素銅，均出現(xiàn)表面富集及晶

6、界氧化，熱扭轉(zhuǎn)實驗結(jié)果表明：鍛造時表面裂紋的出現(xiàn)，可能是由于在鍛造溫度下，晶界周圍形成含銅相，特別是在表面上，在那里由于形成氧化皮的結(jié)果，靠近氧化皮的下面形成富銅區(qū)，由于高溫下選擇性氧化的結(jié)果，殘余元素在表面的富集，導(dǎo)致液態(tài)富銅相的形成，并滲透到奧氏體的晶界中，因而出現(xiàn)熱加工過程的脆裂。防止微量有害元素產(chǎn)生鋼的熱脆性的方法：1降低鋼中微量有害元素的含量：為了降低鋼中微量有害元素的含量，對外購廢鋼和返回廢鋼、鋼屑應(yīng)進行嚴格挑選和分類，在煉鋼配料時應(yīng)考慮微量有害元素的帶入含量及其對熱加工過程產(chǎn)生熱脆性的影響。也要注意降低鋼中的殘余含銅量及硫、磷的含量，在較大的鍛鋼鋼錠中，尤其是經(jīng)真空精煉的鋼錠，這

7、些元素含量的控制要比允許的規(guī)格成分更低。2在鋼中加入適量的合金元素：在鋼中加入適量的硅、鎳，可防止鋼錠在加熱過程中表面形成錫、銻和砷的銅合金。對鍛鋼進行金相鑒定，鋼中含有0.2%碳。0.45%錳、1.00%硅、1.00%銅、0.15%鎳，直到0.30%錫、銻或砷。銅、錫、銻和砷的含量越高，需要含硅量就越高，以便防止銅合金的形成.3縮短鋼錠鋼坯在氧化性爐氣的高溫加熱時間。殘留元素As-Sn-Sb的晶界偏聚對連鑄鋼熱塑性的影響從鋼的熔點附近至600C區(qū)間存在著三個明顯的脆性溫度區(qū)域：如圖1.1所示，高溫區(qū)（熔點Tm1200C）為第I類脆性區(qū)，中溫區(qū)（1200C900C）為第II類脆性區(qū)，低溫區(qū)（9

8、00C600C）為第III類脆性區(qū)。|I（一）第I類脆性溫度區(qū)域在鋼的熔點到約1200r溫度區(qū)間，由于交叉的樹枝晶狀區(qū)域富集著液相膜，所以鋼的強度特別低，特別是當磷、硫和其它元素出現(xiàn)偏析時，脆性區(qū)擴展，這種脆化現(xiàn)象是與液體有關(guān)的一種破斷，與連鑄坯內(nèi)部裂紋和表面縱向裂紋密切相關(guān)。研究發(fā)現(xiàn)，第I類脆性溫度區(qū)域內(nèi)的塑性與應(yīng)變速率無關(guān)，也就是說，在熔點1200C溫度范圍內(nèi)表征鋼脆性程度的斷面收縮率RA%不隨應(yīng)變速率的變化呈規(guī)律性變化。（二）第II類脆性溫度區(qū)域此溫度區(qū)域（1200C900C）的脆性機理是：當溫度降低時，沿奧氏體晶界有過飽和的硫化物、氧化物，如（Fe,Mn）S、（Fe,Mn）O，它們承受

9、的變形超過臨界應(yīng)變時會產(chǎn)生裂紋。在奧氏體溫度區(qū)保持時間越長，沉淀物尺寸越細小，數(shù)量越多，鋼的脆化現(xiàn)象就越嚴重。如果在奧氏體溫度區(qū)域長時間保溫，沉淀物會在晶粒內(nèi)長大，會降低沿晶斷裂的敏感性。因此通過降低S、0等雜質(zhì)的含量，緩冷和保溫處理使析出物粗大等方法，可以減輕該區(qū)的脆化程度。研究表明11，這種脆化現(xiàn)象只在應(yīng)變速率較大時出現(xiàn)，當應(yīng)變速率低于10-2/s時，這種脆化現(xiàn)象就不會出現(xiàn)，而在連鑄過程中，鑄坯彎道矯直以及鼓肚變形時的應(yīng)變速率低于10-2/S。因此，一般認為第II類脆性溫度區(qū)域鋼的脆性與連鑄過程無關(guān)。雜質(zhì)元素S、P、0對1200900C脆性特別敏感，尤其是Mn/S值對延性的影響顯著，Mn/

10、S30為貧延性區(qū)（RA%40為良好延性區(qū)（RA%60%）。因此，保持合適的Mn/S值對防止裂紋產(chǎn)生是非常重要的。（三）第III類脆性溫度區(qū)域第III類脆性溫度區(qū)（900600C）的脆化主要是在應(yīng)變速率小于10-2/s時出現(xiàn)，這與連鑄過程中鑄坯的彎道矯直形變速率相似。因此在連鑄彎道矯直過程中產(chǎn)生的鑄坯裂紋與此溫度區(qū)的脆化有密切的關(guān)系。第III類脆性溫度區(qū)一般分為兩個溫度區(qū)間：奧氏體單相區(qū)低溫域的脆化和Y+a兩相區(qū)的脆化。奧氏體單相區(qū)低溫域的脆化脆化機制：奧氏體單相區(qū)低溫域的脆化主要是當試驗溫度降低至此溫度區(qū)時，高溫下固溶的Nb、V、Ti、Al等以碳氮化物的形式沿奧氏體晶界呈靜態(tài)或動態(tài)析出，從而在

11、晶界上形成應(yīng)力集中源，在外應(yīng)力作用下，引起晶界滑移，在析出物與基體之間產(chǎn)生微小的空隙，空隙發(fā)展聚合形成二次裂紋12。Y+a兩相區(qū)高溫域的脆化脆化機制：在Ya轉(zhuǎn)變過程中，薄膜狀的鐵素體相在奧氏體晶界形成，與奧氏體相比鐵素體有相對較低的屈服強度，因此易于在鐵素體膜上形成應(yīng)力集中，導(dǎo)致延性破壞，應(yīng)力誘導(dǎo)鐵素體可以在Ar3（實際冷卻速率下的轉(zhuǎn)變溫度）以上形成，而且經(jīng)常高達Ac3。隨著溫度降低，鐵素體層增厚，當Ya先共析轉(zhuǎn)變進行到鐵素體體積百分數(shù)達到50%時，斷口也相應(yīng)的向韌性斷口轉(zhuǎn)變13，這是因為此時鐵素體相的體積百分數(shù)比較高，形成塊狀降低了鐵素體上的應(yīng)力集中。文獻12指出，有兩種機制可以解釋在600

12、C900C溫度范圍內(nèi)出現(xiàn)塑性谷底的現(xiàn)象。一種機制是：當鋼種在奧氏體單相區(qū)下部保溫時，Nb、V、Ti和Al等元素的碳化物和氮化物會在晶界沉淀，從而導(dǎo)致在晶界上形成孔洞，塑性降低。另一種機制是：當鋼在鐵素體和奧氏體兩相區(qū)的上部保溫時，薄膜狀先共析鐵素體沿奧氏體晶界的析出會導(dǎo)致晶界的脆化。很多研究者指出產(chǎn)生裂紋的原因主要有以下幾點：a）先共析鐵素體薄膜沿原奧氏體晶界析出；b）先共析鐵素體和奧氏體變形能力的差異；c）各種第二相質(zhì)點沿原奧氏體晶界析出。在連鑄過程中，冷卻速率和應(yīng)變速率有著微妙的關(guān)系。冷卻速率影響著連鑄鋼的熱塑性，實驗表明，在不同的冷卻速率下，測得的熱塑性也會出現(xiàn)不同的塑性低谷。研究表明，

13、提高冷卻速率，沿晶界析出的先共析鐵素體膜變薄，而且呈網(wǎng)狀析出。鋼中塑性凹槽部分是由于沿Y晶界存在的薄膜狀鐵素體引起的，Ar3溫度的高底決定了鋼的塑性惡化程度。冷卻速率的增加會引起Ar3降低，從而減少了鐵素體的形成量。對于高碳鋼和低碳鋼，較快的冷卻速率通常會降低鐵素體含量，惡化鋼的塑性，因為當奧氏體相與鐵素體兩相共存時，作為較軟相的鐵素體會承受更多的形變應(yīng)力?？锥囱刂挥阼F素體薄膜的MnS夾雜形成，并且這些孔洞極易連接起來，從而具有極低的塑性，易于產(chǎn)生晶間斷裂24。鋼出現(xiàn)第III類脆性區(qū)除了先共析鐵素體的析出外，還與碳氮化合物的形成有關(guān)。因為碳氮化合物會在晶界上析出，通常會導(dǎo)致塑性惡化，這是因為

14、微粒排列越緊密，越易于將沿晶界裂紋連接起來，當冷卻速度提高時，會產(chǎn)生細小的AlN析出物。有文獻25報導(dǎo)，當冷速從25K/min提高到200K/min時，平均晶粒尺寸從260nm降低到130nm,并且在較快冷速下，粗大的枝晶AlN析出物發(fā)生細化、碳氮化合物尺寸、析出地點的改變均會影響塑性。提高冷速會使碳氮化合物更細小，從而使塑性惡化。結(jié)果：Sb惡化連鑄鋼熱塑性的程度大約是As的30倍，是Sn的4倍。三個脆化元素中Sb的脆化能力最強，對熱塑性的影響最大，與試驗結(jié)果相符；同時，試驗結(jié)果顯示，Sn對熱塑性的影響明顯大于As的影響。由此可以表明，試驗鋼中的三個脆化元素對熱塑性的影響程度由強到弱順序依次是

15、Sb、Sn、As。銅、砷、和錫對低合金鋼連鑄坯第3脆性區(qū)的影響耿明山北科大第三脆性溫度區(qū)主要由奧氏體單相區(qū)低溫域脆化和奧氏體加鐵素體兩相區(qū)高溫域脆化組成，奧氏體單相區(qū)低溫域脆化主要由Nb、V、和TI的碳，氮化物沿奧氏體晶界析出造成的。奧氏體加鐵素體兩相區(qū)高溫域脆化是奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變過程中，薄膜狀鐵素體優(yōu)先在奧氏體晶界形成，與奧氏體相比，鐵素體有相對較低的屈服強度，易在鐵素體膜上形成應(yīng)力集中，導(dǎo)致延性破壞，實驗鋼中S含量很低，Mn含量很高、盡管S在晶界偏析，與銅、砷、錫相比，可以忽略S偏析的影響。實驗鋼中不含Nb、V、和Ti等元素，基本可以排除碳氮化物對鋼的第三脆性溫度區(qū)的影響。Cu、As和S

16、n等殘余元素在奧氏體晶界的偏聚提高了第III脆性區(qū)的上限臨界溫度，加寬了第III脆性溫度區(qū)間，增加了脆性凹槽的深度.Sn在晶界偏析降低晶界的表面能，減弱晶粒間的結(jié)合力，阻礙晶界遷移和動態(tài)再結(jié)晶，使得晶界不能移動，只能形成晶界微孔來消除位錯堆積，易產(chǎn)生晶界裂紋。高強度鋼表面裂紋產(chǎn)生原因分析劉秀梅，謝中坤庚立杰,李殿明（濟南鋼鐵集團總公司，山東濟南250101）2.2Cu、Ni含量對裂紋的影響HidekiMatsouka研究了Cu元素對0.15%C鋼塑性的影響，發(fā)現(xiàn)800900C之間,Cu元素會加劇鋼塑性的惡化，斷面收縮率減少40%以上，其原因是Cu元素在奧氏體晶界的偏析，降低了奧氏體晶界的能量，

17、推遲了奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變，使奧氏體晶界在較大的溫度范圍內(nèi)存在薄膜狀鐵素體,當應(yīng)變速率為10-410-2時，應(yīng)變會在鐵素體中集中，裂紋就很容易沿著奧氏體界延伸。在生產(chǎn)中為避免Cu的熱脆性,采用了Ni、Cu共同加入的方法,其比例均保證Ni/Cu三0.5,含銅鋼中同時存在Ni可以增大Cu在鐵中的溶解度，形成的富銅、富鎳相（約30%Cu,30%Ni）,熔點至少可提高200C,從而可以避免熱脆性，在電鏡掃描中裂紋處未發(fā)現(xiàn)表面銅的富集。2.3微合金元素Nb、Ti、Al對表面裂紋的影響Nb、Ti、Al的復(fù)合加入既細化了晶粒,Al、Ti的存在又保證了B的穩(wěn)定回收。但是Nb、Al等元素的加入，降低了鋼的高溫塑

18、性，使鋼的裂紋敏感性增加，坯殼承受變形的能力減弱，容易產(chǎn)生表面裂紋。跟蹤現(xiàn)場結(jié)果表明，含鋁較高的爐次（Al三0.40%）裂紋出現(xiàn)比例較高，這并非偶然,Al以AlN的形式析出,并導(dǎo)致鋼的低溫塑性降低。AlN沿奧氏體晶界析出,在應(yīng)力的作用下析出物附近會形成微裂紋，導(dǎo)致晶界脆化。對于含Nb鋼,Al的加入細化了碳、氮化鈮晶界析出物的尺寸，導(dǎo)致更強的晶界釘扎作用,阻礙了晶界遷移,使得通過晶界滑移形成微孔洞變得更加容易。AlN析出溫度在850C左右，因此Al的影響在二冷段和矯直變形過程中更加明顯3。3.9冷、熱送對裂紋的影響在高強度船板（AH32、AH36、D32）上進行了120爐冷熱送對比試驗,按照鋼坯

19、序號1、3、5熱送，鋼坯序號2、4、6冷送進行了對比試軋,對比結(jié)果表明:冷送鋼坯裂紋率為0.23%，而熱送裂紋率3.78%,說明鋼坯熱送對鋼板裂紋率有明顯的影響，原因為鋼中AlN在600800C析出。砷對鋼的危害體現(xiàn)在以下幾個方面：砷易在鋼的界面處產(chǎn)生偏聚，導(dǎo)致回火脆現(xiàn)象；在熱加工時砷使鋼材產(chǎn)生表面熱脆裂紋等缺陷；砷對鋼的硬度有不利影響；4當鋼中砷含量大于0.02%時，會導(dǎo)致成分嚴重偏析，改變晶粒組織結(jié)構(gòu)，破壞金屬的連續(xù)性；5砷使鋼的冷脆性能增加，延伸率，斷面收縮率及沖擊韌性降低，并使鋼的焊接性能變差，一般用途低碳鋼中的成分應(yīng)控制在小于0.02%0.045%Sn在晶界偏析降低晶界的表面能，減弱

20、晶粒間的結(jié)合力，阻礙晶界遷移和動態(tài)再結(jié)晶，使得晶界不能移動，只能形成晶界微孔來消除位錯堆積，易產(chǎn)生晶界裂紋。對熱連軋的裂紋原因分析1由于砷元素容易偏析于晶界，降低了晶界表面能，弱化了晶界，增大了沿晶界脆性斷裂的傾向，降低了鋼的脆性斷裂抗力。2當鋼坯在高溫，氧化性氣氛下長時間加熱時，發(fā)生嚴重氧化的鋼表層中砷向鐵素體基體富集，從而引起鋼表層的熱塑性降低。3同時砷與鐵素體固溶，脆化了鐵素體組織，鋼坯經(jīng)加熱后惡化了鋼的基體組織強度，降低了鋼的延性。鋼中含微量有害元素出現(xiàn)熱脆的機制1微量有害元素的偏析：錫、砷、銻等元素均為低溶點元素(錫232度，砷817度，銻630度)鋼錠凝固結(jié)晶過程中熔質(zhì)元素分布不均

21、勻，由于溶質(zhì)元素在液相和固相的溶解度與凝固過程中選分結(jié)晶，結(jié)晶初期形成的樹枝晶較純，后結(jié)晶的含有較多的溶質(zhì)元素，形成晶粒內(nèi)部溶度的不均勻性，或在凝固，冷卻過程中出現(xiàn)晶界沉淀，研究鐵碳合金中，各元素的偏析時，發(fā)現(xiàn)錫與砷的偏析度最大。2微量元素在高溫加熱過程中的富集：鋼錠或鋼坯在鍛造軋制的加熱過程中，微量元素錫、砷、銻與殘余元素銅，均出現(xiàn)表面富集及晶界氧化，熱扭轉(zhuǎn)實驗結(jié)果表明：鍛造時表面裂紋的出現(xiàn)，可能是由于在鍛造溫度下，晶界周圍形成含銅相，特別是在表面上，在那里由于形成氧化皮的結(jié)果，靠近氧化皮的下面形成富銅區(qū)，由于高溫下選擇性氧化的結(jié)果，殘余元素在表面的富集，導(dǎo)致液態(tài)富銅相的形成，并滲透到奧氏體

22、的晶界中，因而出現(xiàn)熱加工過程的脆裂。從鋼的熔點附近至600C區(qū)間存在著三個明顯的脆性溫度區(qū)域：如圖1.1所示，高溫區(qū)(熔點Tm1200C)為第I類脆性區(qū)，中溫區(qū)(1200C900C)為第II類脆性區(qū)，低溫區(qū)(900C600C)為第III類脆性區(qū)。第I類脆性區(qū)：在鋼的熔點到約1200C溫度區(qū)間，由于交叉的樹枝晶狀區(qū)域富集著液相膜，所以鋼的強度特別低，特別是當磷、硫和其它元素出現(xiàn)偏析時，脆性區(qū)擴展，這種脆化現(xiàn)象是與液體有關(guān)的一種破斷，與連鑄坯內(nèi)部裂紋和表面縱向裂紋密切相關(guān)。第II類脆性區(qū)：當溫度降低時，沿奧氏體晶界有過飽和的硫化物、氧化物，如(Fe,Mn)S、(Fe,Mn)O,它們承受的變形超過臨

23、界應(yīng)變時會產(chǎn)生裂紋。在奧氏體溫度區(qū)保持時間越長，沉淀物尺寸越細小，數(shù)量越多，鋼的脆化現(xiàn)象就越嚴重。如果在奧氏體溫度區(qū)域長時間保溫，沉淀物會在晶粒內(nèi)長大，會降低沿晶斷裂的敏感性。因此通過降低S、O等雜質(zhì)的含量，緩冷和保溫處理使析出物粗大等方法，可以減輕該區(qū)的脆化程度。第III類脆性區(qū)：有兩種機制可以解釋在600C900C溫度范圍內(nèi)出現(xiàn)塑性谷底的現(xiàn)象。一種機制是：當鋼種在奧氏體單相區(qū)下部保溫時，Nb、V、Ti和Al等元素的碳化物和氮化物會在晶界沉淀，從而導(dǎo)致在晶界上形成孔洞，塑性降低。另一種機制是：當鋼在鐵素體和奧氏體兩相區(qū)的上部保溫時，薄膜狀先共析鐵素體沿奧氏體晶界的析出會導(dǎo)致晶界的脆化。圖1.

24、1拉伸變形時的高溫塑性隨溫度變化的曲線Cu、As和Sn等殘余元素在奧氏體晶界的偏聚提高了第III脆性區(qū)的上限臨界溫度，加寬了第III脆性溫度區(qū)間，增加了脆性凹槽的深度很多研究者指出產(chǎn)生裂紋的原因主要有以下幾點：a）先共析鐵素體薄膜沿原奧氏體晶界析出；b）先共析鐵素體和奧氏體變形能力的差異；c）各種第二相質(zhì)點沿原奧氏體晶界析出。當冷速從25K/min提高到200K/min時，平均晶粒尺寸從260nm降低到130nm,并且在較快冷速下，粗大的枝晶A1N析出物發(fā)生細化、碳氮化合物尺寸、析出地點的改變均會影響塑性。提高冷速會使碳氮化合物更細小，從而使塑性惡化。AlN沿奧氏體晶界析出,在應(yīng)力的作用下析出物附近會形成微裂紋，導(dǎo)致晶界脆化。對于含Nb鋼,Al的加入細化了碳、氮化鈮晶界析出物的尺寸，導(dǎo)致更強的晶界釘扎作用，阻礙了晶界遷移,使得通過晶界滑移形成微孔洞變得更加容易。AlN析出溫度在850C左右，因此Al的影響在二冷段和矯直變形過程中更加明顯。冷送鋼坯裂紋率為0.23%,而熱送裂紋率3.78%,說明鋼坯熱送對鋼板裂紋率有明顯的影響，原因為鋼中AlN在6008