高碳钢连铸板坯高温力学性能.pdf_大学文库

第 2 7 卷第 5 期 2 0 05 年 1 0 月北京科技大学学报 J o u rn a l o f Un vi e rs iyt o f S e ie n ec a n d eT e h . o lO yg B e ji ni g V匕l 一 2 7N 0 . 5 o tc 。 2 0 05 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 ” 1) 北京科技大学冶金与生态工程学院 , 北京 10 0 0 83 2) 首钢技术研究院 , 北京 10 0 4 摘要采用 lG e bl 卜巧 o 热模拟试验机测量了高碳钢连铸板坯的高温力学性能 , 得到了第 I 、第 m 脆性温度区的温度范围 . 结果表明 : 第 I 脆性温度区脆化的主要原因是晶界部位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 m 脆性温度区脆化的主要原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 , 由于氮化铝的析出导致钢种的塑性恶化 . 关键词氮化铝 ; 高温力学性能 ; 高碳钢 ; 连铸板坯分类号吓 7 7 . 1 在连铸技术发展过程中 , 提高连铸坯质量、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 5 0% 以上 `1 . 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 . 20 世纪 70 年代以来 , 许多学者系统地研究了钢的高温力学性能及其影响因素【24] . 但是由于当时冶金技术的限制 , 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 .0 4% 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 .0 0 01 5 % 、硫含量小于 .0 0 1% ) . 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 . 表 1 试样的化学成分 (质最分数 ) 介b l e 1 C h e m i e a l e o m P o s ih o n o f ht e s a m P les 钢种 C 5 1 0 . 4 2 0 24 0 . 4 3 0 . 2 4 M n P S 0 . 6 6 0 . 0 1 7 0 . 0 10 0 . 6 3 0 . 0 1 5 0 0 0 6 0 . 0 0 1 5 0 . 0 0 1 4 0 . 00 2 8 0 . 00 2 2 < 0 . 00 5 0 0 3 0 AB 35 0 ℃ , ℃ ` S 乍篡含掀尸、侧明 10 ℃ · s 一 , 时间 /m l n 图 1 拉伸实验温度控制示惫图 R .g 1 S ke t c h m a P o f et m p e r a tU 比 e o n t or l d u ir . g 妞 n s血 t韶 tS 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 ( 1 2 0 ~ 1 5 50 m x 2 3 0 m ) , 试样尺寸为中10 mtn x l l o m m , 试样的化学成分见表 1 . 高温力学性能测试在 lG e bl e 一 15 0 热应力 /应变模拟试验机上进行 . 测试采用图 1 的加热制度 , 试样使用氢气保护 . 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 : 20 0车刁 8 es 2 5 修回日期 : 2 0 0今1-0 18 作者简介 : 王新华 ( 19 51 一) , 男 , 教授 , 博士 2 测试结果 .2 1 抗拉强度的变化图2 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 A 的零强度温度在 1 4 0 0 ℃ 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 , 1 3 7 5 ℃ 时 , 钢种 A 能够承受的强度为 .4 4 M P a . 温度进一步降低 , 试样的抗拉强度逐渐上升 . 在 1 3 75 一 1 0 0 ℃ 之间 , 抗拉强度的 DOI: 10. 13374 /j . issn1001 -053x. 2005. 05. 039

北京科技大学学报 2 0 5 年第 5期提高比较平缓 , 1 0 0 ℃ 时试样的抗拉强度为 29 . 3 M P a . 温度低于 1 00 ℃ 时 , 试样的抗拉强度急剧上升 , 7 0 ℃ 时的抗拉强度为 134 2 M P a . 钢种 B 的零强度温度在 1 41 0 ℃ 左右 , 1 37 5 ℃ 时 , 试样能够承受的强度为 6 . I M P a . 在 1 3 75 一 1 0 0 0 ℃ 之间 , 抗拉强度的提高比较平缓 , 1 0 0 ℃ 时试样的抗拉强度为 30 .7 M P a . 温度低于 1 0 0 ℃ 时 , 试样的抗拉强度急剧上升 , 7 0 ℃ 时的抗拉强度为 118 . 5 M P a . 由图 2 可见 , 钢种 B 的零强度温度附近的强度要略好于钢种 A , 其主要原因是钢种 B 的 S 和 P 元素的含量较钢种 A 的低 . 在 1 3 5 0一 750 ℃ 之间 , 钢种 A 和钢种 B 抗拉强度的差别很小 . 当温度低于 72 5 ℃ 时 , 钢种 A 的抗拉强度比钢种 B 的高巧 M P a , 这是钢种 A 中的 N 含量比钢种 B 高的缘故 . 10 0 1 。。阳 1 产 , 。。。一。。日 O U r _ _ _ _ _ _ ., ` J I A 七< U . U U S% 口一 .a A L=0 .0 3% 口口 . 钢种 A 口钢种 B 、岁洛卜僻鳄邻阿每 0 1一 6 00 7 5 0 9 0 0 1 0 5 0 1 2 0() 温度 /℃ 1 5 0() 图 3 高碳钢试样断面收缩率随温度的变化 F ig . 3 Va iar 如 n of . 溉比d u比。 . w 妞七妞口 p e 口 t l 作 fo r 卜褚h , 卜 b o n s t改 l 令 . 令气礴、。钢种 A . 钢种 B 判定依据 , 钢从熔点到 6 0 ℃ 之间存在 3 个脆性温度区 , 其中第 n 脆性温度区只在应变速率大于 1-0 , s 一 , 时出现 . 而 B . Min tz 等口, 的研究表明 , 当尹 4< 0% 时 , 铸坯表面裂纹的发生率将大大增加 . 如以衅4 0 % 作为判据 , 钢种 A 的第 I 脆性温度区为 1 3 5小 1 3 75 ℃ , 第 1 脆性温度区为 7 7 5~ 7 5 0 oC ; 钢种 B 的第 I 脆性温度区为 1 3 50 一 1 3 7 5 ℃ , 第 m 脆性温度区为 80 0一 725 ℃ . 山理乏目侧卿栩撼 . 人 ` . . 0 匕一一一一一` 一一一一 … 一一一一一 6 0 0 7 50 9 0 0 1 0 50 1 2 0 0 1 3 5 0 1 5 0 0 温度 /℃ 图 2 高碳钢试样抗拉强度随温度的变化 F i.g Z C 卜a n ge in et n , U e , t比 n gt h w i th et m P e ar ut 碑 fo r 七i沙 e a r - b o n 吕之拙 . .2 2 断面收缩率少的变化图 3 为不同实验温度下断面收缩率的变化情况 . 可见 , 钢种 A 的零塑性温度在 1 37 5 ℃ 左右 , 此时钢的断面收缩率厂0 . 随着温度降低 , 钢能够承受的变形增加 , 1 3 50 ℃ 时 , 尹为 18 % . 当温度低于 1 3 50 ℃ 时 , 钢的塑性迅速上升 , 1 3 0 ℃ 时 , 尹增加到 83 % . 在 1 3 0 -0 8 50 % 之间 , 钢具有非常好的塑性 , 少在 80 % 以上 , 最高达 95 2 % . 当温度低于 85 0 ℃ 时 , 随着温度下降 , 钢的塑性恶化 , 尹值逐渐下降 . 在 7 5 0 ℃ 时 , 少值达到最低 , 为 31 . 7% . 随着温度继续降低 , 钢的塑性有所增加 , 7 0 ℃ 时 , 少为 4.4 9% . 钢种 B 的零塑性温度在 1 3 7 5 ℃ 左右 , 13 50 ℃ 时 , 少为 5 . 6% . 在 1 3 0 0~9 0 0 ℃ 之间 , 钢的塑性很好 , 尹在 80 % 以上 , 最高达 94 . 1% . 当温度低于 90 0℃ 时 , 随着温度下降 , 钢的塑性恶化 , 尹值逐渐下降 . 在 7 50 ℃ 时 , 尹值达到最低 , 为 29 % . 随着温度继续降低 , 钢的塑性增加 , 7 0 ℃ 时 , 少为 54 % . 铃木洋夫等的研究表明`州 , 如以衅60 % 作为 3 分析讨论 .3 1 第 I 脆性温度区的脆化原因在 1 3 5 0 ℃ 以上时 , 钢种 A 和 B 的强度和塑性都很差 . 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 4 为钢种 A 和 B 在 1 3 7 5℃ 试样断口的扫描电镜照片 . 可见 , 由于试样拉断后是用冰水混合物激冷的 , 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形貌 . .3 2 第 m 脆性温度区的脆化原因在 8 0 一7 25 ℃ , 钢种 A 和 B 的塑性都很差 . 主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 14/ , 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 . B . M in tZ 侈, 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相网膜的厚度有关 , 当铁素体相网膜的厚度为 20 林m 时 , 钢的延塑性降低最为显著 . 图 5 为钢种 A 和 B 在 7 50 ℃ 试样断口的金相组织照片 . 可见 , 试样的金相组织为马氏体 + 铁素体组织 , 由于试样拉断后是用冰水混合物激冷的 , 所以高温下试样的组织为奥氏体 + 铁素体组织 , 这就表明在 75 0 ℃ 时 , 奥氏体晶界处有铁素体析出 . n ù甘On on ō、é ù ,山O产 6 ,ú、山卫d.皿

Vol.27 No.5 王新华等：高碳钢连铸板还高温力学性能 ·547· 3.3酸溶铝的影响奥氏体单相区，氮化铝在奥氏体晶界析出后，会文献[7,8]的研究表明：第Ⅲ脆性温度区可分降低奥氏体晶界的结合能，在应力作用下，微细为奥氏体单相区的脆化和奥氏体十铁素体两相的氨化铝作为应力集中的源点，与晶界脱开形成区的脆化.在奥氏体单相区，钢的脆化主要是受微孔，微孔连接长大就形成了裂纹：而且微细的 S的影响，当富铁的硫化物(Fe,Mn)S在奥氏体晶氮化铝粒子钉扎在奥氏体晶界，阻挠晶界移动，界析出时会恶化钢种的塑性.在本研究中由于钢抑制钢的动态再结晶的进行，也就相对恶化了钢种A和B的硫含量很低，且锰硫比均大于60（钢的塑性. 种A为66，钢种B为105)，所以两个钢种在奥氏 3.4高碳钢高温力学性能的实际应用体单相区的塑性都较好.但是，在900~800℃之由图3可知，低硫高碳钢的第Ⅲ脆性区的范间，钢种A的塑性要好于钢种B.其主要原因是围很窄，温度在800~725℃之间.因此，在浇铸板钢种B的酸溶铝含量高于钢种A,钢种B中会坯时可以采用如下二冷策略：从高温侧避开第Ⅲ 有氨化铝析出.文献[9]的研究表明，氨化铝析出脆性区以防止表面裂纹的前提下，尽量采用强的的化学反应可以由下式来表示，其中温度的单位冷却方式，以减少内部裂纹和偏析等缺陷.国内为K. 某厂在采用强冷却方式生产后，矫直区铸坯表面 [A+N,-(AN).1g[%AII%N=-8140+2.74. 温度为850℃，避开了高碳钢的第Ⅲ脆性区.铸坯 T 将钢种B的酸溶铝和氮含量代入可知，氮化内部裂纹的发生率降低为1.5%，中心线碳的偏析铝的析出温度为903℃，该温度下，试样应该处于指数降为1.05，显著改善了俦坯的内部质量. (b) 图41375℃下试样A(a以，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'C 0.05mm 0.1mm 图5750℃下试样A(a),B(b)断口的金相组织照片 Fig.5 Microstruetures of high carbon steels A(a)and B(b)fractured at 750C 4结论度区为775~750℃：钢种B的第I脆性温度区为 1350-1375℃，第Ⅲ脆性温度区为800-725℃. (1)低硫高碳钢的第Ⅲ脆性区的范围很窄，适 (3)高碳钢第I脆性温度区脆化的原因是晶合采用冷却强度较大的二冷方式来组织生产. 界部位的低熔点物质在高温下首先熔化，导致试 (2)在103s应变速率下，高碳钢连铸板坯在样沿晶界开裂，第Ⅲ脆性温度区脆化的原因是奥凝固温度~600℃之间存在两个脆性温度区，钢A 氏体晶界部位析出的网状铁素体导致试样沿晶的第I脆性温度区为1350~1375℃，第Ⅲ脆性温界开裂

V d l . 2 7 N o . 5 王新华等 : 高碳钢连铸板坯高温力学性能 . 5 4 7 - .3 3 酸溶铝的影响文献 7[ , 8] 的研究表明 : 第 m 脆性温度区可分为奥氏体单相区的脆化和奥氏体 + 铁素体两相区的脆化 . 在奥氏体单相区 , 钢的脆化主要是受 S 的影响 , 当富铁的硫化物 ( F e , M n ) S 在奥氏体晶界析出时会恶化钢种的塑性 . 在本研究中由于钢种 A 和 B 的硫含量很低 , 且锰硫比均大于 6 0( 钢种 A 为 6 6 , 钢种 B 为 10 5) , 所以两个钢种在奥氏体单相区的塑性都较好 . 但是 , 在 90 -0 8 0 ℃ 之间 , 钢种 A 的塑性要好于钢种 B . 其主要原因是钢种 B 的酸溶铝含量高于钢种 A , 钢种 B 中会有氮化铝析出 . 文献 [9] 的研究表明 , 氮化铝析出的化学反应可以由下式来表示 , 其中温度的单位为 K . 〔A ll l+ , l。、 ) . 19〔% A ll「0, N〕一黔 2 · 74 . 将钢种 B 的酸溶铝和氮含量代入可知 , 氮化铝的析出温度为 9 03 ℃ . 该温度下 , 试样应该处于奥氏体单相区 , 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 3 可知 , 低硫高碳钢的第 1 脆性区的范围很窄 , 温度在 8 0 一7 25 ℃ 之间 . 因此 , 在浇铸板坯时可以采用如下二冷策略 : 从高温侧避开第 m 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 8 50 ℃ , 避开了高碳钢的第 m 脆性区 . 铸坯内部裂纹的发生率降低为 1 . 5% , 中心线碳的偏析指数降为 1 . 05 , 显著改善了铸坯的内部质量 . 图 4 1 3 , 5℃ 下试样 A a( ) , B 伪)断口的扫描电镜照片 F i.g 4 S E M , o f far tC u作 , u far e e fo r 卜啥h e a r b o n s t e e 肠 A ( a ) a n d B ( b ) tes t ed a t l 3 7 5 ,C 图 5 75 0℃ 下试样 A ( a ) , B (b ) 断口的金相组织照片 R g . 5 M i e or s tr u c tU 代5 o f h ig h c a r b o n s t e ls A ( a ) a . d B 伪) 介 . e tU er d a t 75 0 ,C 4 结论 ( 1)低硫高碳钢的第 1 脆性区的范围很窄 , 适合采用冷却强度较大的二冷方式来组织生产 . (2 )在 10 一 , s 一 ,应变速率下 , 高碳钢连铸板坯在凝固温度一6 0 ℃ 之间存在两个脆性温度区 , 钢 A 的第 I 脆性温度区为 1 35 0一 1 3 7 5 ℃ , 第 m 脆性温度区为 7 75 一7 50 ℃ ; 钢种 B 的第 I 脆性温度区为 1 3 50一 1 3 7 5 oC , 第 m 脆性温度区为 8 0 0一7 2 5 ℃ . (3) 高碳钢第 I 脆性温度区脆化的原因是晶界部位的低熔点物质在高温下首先熔化 , 导致试样沿晶界开裂 , 第 1 脆性温度区脆化的原因是奥氏体晶界部位析出的网状铁素体导致试样沿晶界开裂

·548· 北京科技大学学报 2005年第5期 (4)氮化铝在奥氏体晶界的析出会恶化高碳 (14):2038 钢在奥氏体单相区的塑性. [5]Suzuki H G,Nishimura S,Imamura J.Hot ductility in steels in the temperature range between 900 and 600C.Tetsu-to- Hagane,1981,67(8):1180 参考文献 [6]Mintz B,Abu-Shosha R,Shake M.Influence of deformation in- [】葬开科，党紫久.连铸钢高温力学性能。北京科技大学学 duced ferrite,grain boundary sliding,and dynamic recrystalliza- 报，1993,15（增刊）：52 tion on hot ductility of 0.1%0.75%C steels.Mater Sci Technol, [2]Won Y M,Kim K H,Yeo T J.Effect of cooling rate on ZST,LIT 1993,9:907 and ZDT of carbon steel near melting point.ISIJ Int,1998,38 [7]Seol D J,Won Y M,Yeo T J.High temperature deformation be- (10:1093 havior of carbon steel in the austenite and 6-ferrite regions.ISIJ [3]Mintz B.The influence of composition on the hot ductility of Int1999,391:91 steels and the problem of transverse cracking.ISIJ Int,1999,39 [8]Mintz B,Mohamed Z.Influence of manganese and sulphur on (9):833 hot ductility of steels heated directly to temperature.Mater Sci [4]Suzuki HG,Nishimura S,Yamaguchi S.Characteristics of Em- Technol,1989,5(7)1212 brittlement in Steels above 600'C.Tetsu-to-Hagane,1979,65 [9]制钢反应的推荐平衡值.日本学术振兴会，昭和59年.174 High temperature properties of continuous casting high carbon steels WANG Xinhua,ZHU Guosen,YU Huixiang",WANG Wanjun, 1)Metallurgical and Ecological Engineering School,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Shougang Research Institute of Technology,Beijing 100041,China ABSTRACT High temperature properties of continuous casting high carbon steels were measured by tensile tests with a Gleeble 1500 system and two embrittlement temperature regions of region I and region III were found.The results indicated that the cause of embrittlement in region I was the existence of liquid film along dendritic inter- faces,and the embrittlement in region III was caused by precipitation of proeutectoid ferrite film along austenite gra- in boundary.AlN precipitation at the full austenite grain boundary would worsen the ductility of the steels KEY WORDS aluminium nitride;high temperature properties;high carbon steel;continuously cast slab

54 8 北京科技大学学报 2 0 5 年第 5 期 (4 ) 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 . 考文献蔡开科 , 党紫久 . 连铸钢高温力学性能 . 北京科技大学学报 , 19 3 , 15 (增刊 ) : 5 2 认七n Y M , K 」. K H , eY o T J . E fe e t o f e o 】i n g r a t e o n Z S T, L叮阳 d Z D T o f e abr o n set e l n e ar me 1ti n g P o int . I S I J I n t , 19 9 8 , 3 8 ( 10 ) : 10 9 3 M l n t z B . T h e i n fl u e cn e o f e o m P 0 s it ion o n hte h ot d u c t i l ity o f s te e l s an d hte Pm b l e m o f tr a n s v e rs e c r a c ik gn . I S U nI t, 19 99 , 3 9 ( 9 ) : 8 3 3 S u z u k l H G , N i s h比 Du 了a s , b m a g u c ih 5 . C h a r a e t e ir s it e s o f Em - ibr t l e m e n t in S te e l s ab o v e 6 0 0 ,C . 介妞 u -Ot . H a ga n e , 19 7 9 , 6 5 ( 14 ) : 2 0 3 8 [ 5 ] S u z u ik H G , N i s h im ur a S , lm am aur J . H ot d u c t iil ty in s t e e l s i n hte te m pe ar tU 正 r an g e be tw e en 90 0 an d 60 0 ℃ . 介加 u . t o . H a ga n e , 19 8 1 , 6 7( 8 ) : 1 18 0 6[ 」 M in tz B , A b-u S ho s ha R, S加止 e M . l n月 uen ce of de of n 刀 a百on in - du ce d fe ir et , 乎出 n ob nU ds 卿 isl di n g , an d d犯坦m l c 扮` 斗日回 U. . ti on on h o t d u c ti l iyt o f o . 1% ~ 0 . 7 5% C s t e e l s . M a et r S e i 孔 e 血. 0 1 , 19 3 , 9 : 9 0 7 [7 ] S e o l D J , W b n Y M , 、七。 T J . 比gh t e m pe r a tU 正 de of rm a tion be - h a v i or o f e ar b o n s ot e l in ht e aus t e n ite an d j 一 fe ir te 花 g i ons . I S I J I n t, 19 9 9 , 3 9 ( l ) : 9 1 [8 ] M i n tz B , M o ha 叨e d Z . l n fl uen e e o f 们。a n g aD e s e an d s ul P h ur on b o t du ict lity of s吮15 he ate d d i肥 c t ly ot t e m pe r a tU 此 . M a te r st i eT c h n ul , 19 8 9 , 5 ( 7) : 12 12 9[ 】制钢反应的推荐平衡值 . 日本学术振兴会 , 昭和 59 年 . 174 川参2[] 【3 ] 4[ ] H i g h et m P e r a ot er P or P e irt e s o f c o n t i n u o u s c a s t in g hi g h e ar b o n s et e l s 环“ 刃G Xi n加 a , ), Z仔 U G u os e n , ), YU uH 抚 ia 馆 , ), 环又 N G 肠’nju n , , l ) M e at] 】u glr e al aD d E e o l o ig c al 2 ) S h o u g a n g eR s e眼 h nI s it tU t e E n g l n e e n n g S e h o l , U vm e rs ity Of s e i cen e an d eT e hn o l o gy B e ij in g , B e ij igl l 0() 0 8 3 , C ih n a of eT c ho o l o g 丫 B e ij ign 10 04 1 , C场 n a A B S T R A C T H ihg t e m P e r a ut 花 POr P e 币 e s o f e o n it n uo us c a s it n g hi hg e ar b o n s et e l s w e犯 m e as 眠d b y t e n s il e t e s t s w i ht a G l e e b l e 15 0 0 s y s et m an d wt o em b ir t l em e nt t e m P e r a ot 比 m g i o n s o f 雌i o n I an d er ig on l w峨 fo un d . hT e 化s u it s l n d i c at e d ht a t ht e e an s e o f e m b ir t l e m ent in 花g in n 1 w a s het e x i s t e n c e o f liqu id if lnr al o ng d en dr it i e in t e -r fa c e s , an d ht e e m b ir t l e m e in i n er g i o n 1 w as cau s e d b y P二 e iP iat i o n o f P or e u et c t o i d fe irt et if lm a l o n g an s t e n iet gr a - in b o u n d田孚 . A 创 p er c iPl at t i o n at ht e fu ll au s t e n iet gr a i n b o un d ayr w ou l d w o sr e n ht e du e it li yt o f ht e s et e l s . K E Y W O R D S a l u m i n i um n itr de ; hi hg t e m P e ar ot 比 p or P e rt i e ;s hi hg c ar b on set el ; c o n t i n u o u s ly c as t sl ab