。712 北京科技大学学报 第31卷 (c) 20 um 8 um 8um 图8试样800℃时的断口金相组织.(SS400:(0235B(0345B Fig 8 Metallographic structures of fracture surfaces of samples at 800 C:(a)SS400;(b)Q235B (c)Q345B (a) b 600 Mg Ca 500 0 300 20 100 Fe 0 10 25 um EkeV 图9断口表面夹杂物形貌(a)及能谱(b) Fig 9 SEM image (a)and energy pecrum(b)of inclusions at fracture surface (b) 1000 Fe 800 600-0 2001 Mg Fe 0 100um EkeV 图10断口品界夹杂物形貌(a及能谱(b) Fig.10 SEM image(a)and energy spectrum (b)of inclusions at grain boundaries of fracture 了钢的脆性. 晶界析出物处作为应力集中源，与晶界脱开形成微 变形试样的塑性和组织表明.800℃时Q345B 孔，在晶界滑动的作用下，微孔连接形成裂纹 钢的延塑性降低是由钢在奥氏体单相区低温域的脆 (图8（©）.同时微细析出物粒子钉扎在Y晶界，阻 化造成的，而SS400和Q235B钢的延塑性降低则由 止晶界迁移，抑制钢的动态再结晶的进行.变形过 Y十α两相区钢的脆化造成. 程如能发生动态再结晶，引发的晶界迁移可将原晶 Y相低温域脆化的主要原因之一是在Y晶界 界处生成的微裂纹包围在新晶粒内，阻止裂纹的聚 AN和碳、氮化物的析出，降低了晶界的结合力，应 合、长大和延伸，改善钢的延塑性能 力作用下发生塑性变形时，晶界三叉结点和微细的 该厂生产的中碳钢薄板坯[A1%=0.02,氮含图 8 试样800 ℃时的断口金相组织.( a) SS400;( b) Q235B;( c) Q345B Fig.8 Met allographic structures of fractu re surfaces of samples at 800 ℃:( a) S S400;( b) Q235B;( c) Q345B 图 9 断口表面夹杂物形貌( a) 及能谱( b) Fig.9 SEM image ( a) and energy spectrum ( b) of inclusions at fracture surf ace 图 10 断口晶界夹杂物形貌( a) 及能谱( b) Fig.10 SEM image ( a) and energy spectrum (b) of inclusions at grain boundaries of fracture 了钢的脆性. 变形试样的塑性和组织表明, 800 ℃时 Q345B 钢的延塑性降低是由钢在奥氏体单相区低温域的脆 化造成的, 而 SS400 和 Q235B 钢的延塑性降低则由 γ+α两相区钢的脆化造成. γ相低温域脆化的主要原因之一是在 γ晶界 AlN 和碳 、氮化物的析出, 降低了晶界的结合力, 应 力作用下发生塑性变形时, 晶界三叉结点和微细的 晶界析出物处作为应力集中源, 与晶界脱开形成微 孔, 在 晶界滑动 的作用 下, 微孔连 接形成 裂纹 ( 图 8( c) ) .同时微细析出物粒子钉扎在 γ晶界, 阻 止晶界迁移, 抑制钢的动态再结晶的进行 .变形过 程如能发生动态再结晶, 引发的晶界迁移可将原晶 界处生成的微裂纹包围在新晶粒内, 阻止裂纹的聚 合 、长大和延伸, 改善钢的延塑性能[ 4] . 该厂生产的中碳钢薄板坯[ Al %] =0.02, 氮含 · 712 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 31 卷