在力学因素影响下的腐蚀Word下载.docx
《在力学因素影响下的腐蚀Word下载.docx》由会员分享，可在线阅读，更多相关《在力学因素影响下的腐蚀Word下载.docx（59页珍藏版）》请在冰点文库上搜索。
均匀分布的中等深度陷阱（如固溶钛），能使氢原子趋于稳定均匀分布，可降低氢脆趋势，Ta及稀土元素，与Ti的作用相似，能降低钢的氢脆敏感性。
需要指出的是陷阱效应不仅影响氢的扩散也影响氢在金属中的溶解度。
（实际溶解度比理论计算出的溶解度高）
氢的第二种扩散方式是通过应力诱导扩散，即氢在应力梯度下进行所谓上坡扩散，将向高应力区聚集（COrsky效应）。
从而使高应力区氢浓度远远超过整体的氢浓度，它将导致氢气向裂纹尖端富集。
除了氢气的扩散外，还可以通过位错运动来输送氢。
氢被位错捕获后，在发生塑性变形时，位错会载着氢一起运动。
在金属中，氢可以以三种方式存在：
以H－，H，H+形式固溶在金属中。
以氢分子形式存在。
以氢化物形式存在。
以气团形式存在。
二氢脆或氢致开裂
氢脆或氢致开裂（工程上统称氢脆）是一种由氢引起的材料塑性下降或开裂的现象。
因为它需要经历一定时间才发生破坏，又称延迟断裂或滞后破坏。
第一类氢脆为不可逆的，未受力时，氢已造成永久性损伤的氢脆，在力作用下加快裂纹形成与扩展，其敏感性随形变速度增加而增大。
在未加力时内部无裂纹源，在力的作用下，氢与应力交互作用所造成的永久性损伤称为第一类氢脆。
其敏感性随形变速度增加而减小。
第二类氢脆是可逆的也可以是不可逆的，但多数是可逆的。
（一）氢致开裂的类型【19】－180：
氢致开裂可以按照不同方式分类。
（1）可逆氢脆与不可逆氢脆。
可逆氢脆——经去氢处理后，氢脆现象能减少或消除的氢脆。
不可逆氢脆——经去氢处理后，氢脆现象不能消除的氢脆（因为氢已造成了永久性损伤）。
（2）按照氢脆敏感性与应变速率的关系可以分成两大类。
第一类氢脆与第二类氢脆。
第一类氢脆的敏感性随应变速率的增加而增加；
第二类氢脆的敏感性则随应变速率增加而降低。
前者是在材料加载前内部已存在某种裂纹源，故加载后在应力作用下加快了裂纹的形成与扩展；
后者则不同，材料在加载前并不存在裂纹源，加载后在应力与氢的交互作用下逐渐形成裂纹源，最终导致脆性断裂，而它在高应变速率下并不显示脆性。
（1）第一类氢脆：
它包括三种形式。
氢腐蚀，也称氢蚀或氢病:
它是由氢原子在高温高压下与金属中的第二相（夹杂物、合金添加剂）发生化学反应，生成高压气体引起的。
如在铜合金中生成2H+O＝H20，在钢中生成4H+C＝CH4，使晶界结合力减弱，最终使金属丧失强度和韧性。
氢鼓泡、白点:
这是由于过饱和的氢原子在缺陷处析出，形成氢分子在局部造成很高氢压引起的。
如冷却较快、氢来不及扩散出去，造成的白点和焊接冷裂纹；
在严重充氢和湿硫化氢环境中浸泡造成的氢鼓泡和氢诱发裂纹等。
氢鼓泡与白点的区别在于氢的来源不同。
?
氢化物型氢脆:
氢与周期表中ⅣB或VB族金属（Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta）有较大亲和力，含氢量较高时容易生成脆性的氢化物相，这些氢化物在随后受力时成为裂纹源，引起脆断。
在上述三种情况下，氢造成了金属的永久性损伤，使材料的塑性或强度降低，即使从金属中除氢，这些损伤也不能消除，塑性或强度也不能恢复，故也称之为不可逆氢脆。
（2）第二类氢脆：
它有两种形式
应力诱发氢化物型氢脆:
在能够形成脆性氢化物的金属中，当氢含量较低或氢在固溶体中的过饱和度较低时，尚不能自发地沉淀氢化物相；
但在应力作用下氢向应力集中处富集，富集的氢浓度超过临界值时就会沉淀出氢化物。
这种应力诱发的氢化物相变只是在较低的应变速率下出现的，并导致脆性断裂。
然而，一旦出现氢化物，即使卸载除氢，静置一段时间后再高速变形，塑性也不能恢复，故也属于不可逆氢脆。
可逆氢脆:
是指含氢（内氢或外氢均可）的金属在高速变形时并不显示脆性，但在缓慢变形时由于氢逐渐向应力集中处富集，在应力与氢交互作用下裂纹形核、扩展，最终导致脆性的断裂，在未形成裂纹前去除载荷，静置一段时间后再高速变形，材料的塑性可以得到恢复，即应力去除后脆性即消失，因此称可逆氢脆。
由内氢引起的叫可逆内氢脆，高强度钢常常遇到这种问题；
由外氢引起的也叫环境氢脆，环境可以是含氢的气体，如H2和H2S，也可以是水溶液，后者涉及到阴极析氢反应，即氢致开裂型应力腐蚀。
可逆氢脆是氢致开裂中最主要、最危险的破坏形式。
（二）氢致开裂
氢致开裂又称氢的延迟断裂，通常指金属在氢和力的共同作用下，经历了裂纹的萌生，扩展到最后断裂过程的现象。
1氢致开裂过程
（1）裂纹的萌生——环境中的氢向金属缺口根部应力集中的表面迁移，通过物理和化学吸附在表面缺陷处构成氢陷阱，尤其是强陷阱中的氢不断富集使得陷阱周围晶格结合力不断降低，陷阱中的氢达到其富集浓度Ce，其周围晶格的结合力小于所承受的外力，于是在应力集中处一个或几个强陷阱处萌生了裂纹。
裂纹扩展：
位于萌生的裂纹的前沿强陷阱不断捕获位错携带来的氢，当其中富集氢浓度达到Ce时，沿陷阱出现小裂纹。
小裂纹与原来的气裂纹连接，就使得裂纹不断扩展，但是这种扩展具有不连续特点（台阶状）。
断裂——随着裂纹的扩展，构件的承载面积减小，其所受的应力增大。
当面积减小到使其承受的应力大于该金属的断裂强度时，金属发生断裂。
2.影响氢致开裂的因素
（1）介质的种类。
在不同介质中，裂纹扩展，控制步骤可能不同。
①，如AISI4340在氢，硫化氢和水中的氢致开裂，裂纹扩展受控步骤是不同的。
如在2.66Kpa的硫化氢中，受控步骤为氢气在钢中的扩散。
②，当钢置于133Kpa氢气中或把钢置于蒸馏水中时，氢延迟开裂受控步骤为钢—氢表面化学吸附。
（2）温度。
温度降低时，开始沿晶断，此外还有少量准裂纹和二次裂纹。
温度升高时，断口上韧窝形貌将增加。
（3）应力的影响。
图为高强度钢氢致开裂过程与所承受应力关系。
当应力低于σ1时无氢致开裂倾向，当承受应力大于σ1，经萌生期进入裂纹扩展区。
由这个图看到延迟断裂的主要来源——指材料受到应力和氢的共同作用后，经历了裂纹的形核（萌生），扩展到断裂，即在时间上属于延迟断裂，是一种滞后破坏。
（三）氢脆机制。
氢脆机制：
在应力作用下氢富集在缺口或裂纹尖端三向拉应力区，降低材料的断裂强度，造成脆性断裂，其机理有如下几种。
1.氢压理论：
氢在金属的晶界或其他缺陷处富集，氢原子结合成分子氢，使这些缺陷造成很大内压，使缺陷扩大为裂纹或孔洞，因而降低了裂纹扩展所需的外应力，用这种理论可以解释孕育期的存在、裂纹的不连续扩展、应变速度等影响。
该理论的有力证据是大量充氢或H2S时过饱和的氢引起氢鼓泡和氢诱发裂纹。
但难以解释低氢分压环境中的滞后开裂及裂纹扩展的事实，以及氢脆存在上限温度、断口由塑性转为脆性以及氢脆过程中的可逆性。
一般认为，在氢含量较高时（例如大量充氢）、氢压理论是适宜的。
但不能解释高强度钢在氢气压低于一个大气压时也出现裂纹扩展的实验现象。
2.吸附氢降低表面能理论：
根据Griffith公式，材料发生脆性断裂时的应力为
（式中a——裂纹长度，E——强度模量，γs——表面能）
当裂纹尖端有氢吸附在表面时，使表面能γs下降，因而使断裂应力下降。
氢脆就是由于吸附了作为表面活性物质的氢而导致的脆性破坏。
在外力作用下，为了与外力平衡，断裂面就扩大。
氢扩散至金属内部微裂纹处，并聚集到足以使裂纹扩展时所需的时间，即为延迟破坏的孕育期。
而当裂纹扩展达到临界值时，就会产生裂纹失稳扩展的急剧破坏。
这种理论可以解释孕育期的存在、应变速率的影响以及氢分压较低时也会脆断的事实。
这种理论可以解释萌生期的存在。
但不能说明裂纹的不连续扩展和氢脆的可逆性。
3.点阵脆化理论
该理论为：
氢的1S电子进入了过渡金属元素未填满的3d层，因而增加了3d层带电密度，增大了原子间的斥力，削弱原子间的键力，引起金属脆化。
该理论可以解释氢脆的一些特征，如可逆氢脆。
但不能解释非过渡金属，如铝合金，镁合金也存在可逆氢脆的实验现象。
4.位错理论：
位错理论：
该理论为H与位错结合成Cottrel气团。
当应变速度较低，温度又不太低时，氢与位错一起运动，但存在一定距离对位错有“钉扎”作用，造成局部力的硬化，只有在外力作用下，不断产生新位错，才能继续塑性变形。
这些新位错和氢气团运动到晶界或其他障碍处，造成位错塞积，也使得氢在这些局部富集，如果应力足够大，则位错塞积的端部就会形成裂纹。
因此富集的氢不仅促进裂纹形核也加速了裂纹的发展。
该理论可以解释氢脆的一些特征，如孕育期氢脆可逆性等。
但有人认为氢的扩散速度较快能和位错一起运动，在常温下对位错不有“钉扎”作用。
该理论认为，氢脆只能发生在一定的温度和应变速率范围内。
当温度低于临界温度时，含氢的金属在形变过程中，有可能形成Conrell气团。
若温度不太低、而应变速率较低时，氢原子扩散速度与位错运动相适应。
即Conrell气团伴随位错运动而运动，但落后一定距离。
氢气团对位错有“钉扎”作用，使它不能自由运动。
由于钉扎作用引起金属的局部硬化。
只有在外力的作用下，不断产生新的位错，才能继续塑性变形。
当运动着的位错和氢气团遇到如晶界等障碍时，在该处产生位错塞积和氢气集结。
当应力足够大时，在位错塞积处形成裂纹，以至扩展。
若在裂纹形成前卸掉载荷，则由于热扩散可使已聚集的氢原子逐渐扩散均匀，最后消除脆性。
这一理论能较好地解释了氢脆的可逆性。
图8—20示出形变速度与实验温度对含氢材料氢脆的影响关系。
当形变速率为V1时，温度过低T<
TH，氢扩散速度太小，跟不上位错的运动，故此，形不成Cottrell气团，也就不出现氢脆。
若温度接近TH时，氢原子的扩散速度与位错的运动速度相适应，此时位错开始吸引氢原子，引起材料的塑性开始降低。
而当T＝T'
H时，氢扩散的速度已完全与位错的运动速度相吻合，塑性达到最低点。
可是当温度升至T>
T。
时，虽然能形成Conrell气团，但由于温度较高，超过了该形变速度下位错对氢原子的‘钉扎’能力，使已富集的氢原子离开气团均匀向四周扩散。
于是，位错周围的氢原子浓度开始下降，塑性回升。
当T＝To时，热扩散速度大大高于Cottrell气团的形成速度，氢气不再富集，氢脆完全消失，塑性恢复到原来状态。
再则，形变速度对氢脆的影响亦如此。
当形变速度上升至V2时，开始出现氢脆的温度必然高于V1时出现的氢脆温度。
因为形变速度升高后，必须提高温度才能使氢原子的扩散速度跟上位错的运动。
当形变速度继续升至临界速度V4时，氢原子的扩散永远跟不上位错的运动，于是氢脆完全消失。
5.形成氢化物理论。
该理论为氢原子进入金属后生成相应的脆性氢化物，尤其是薄片状氢化物对氢脆具有敏感性。
因为这类氢化物具有较大的应力集中，如钛和钛合金的氢脆是脆性的氢化钛引起的。
（四）氢对钢力学性能的影响及氢脆的评定指标。
钢中氢能降低钢的强度和塑性，随着钢的强度提高，塑性下降更多。
为了评定金属的氢脆程度，常用的指标有氢脆指数I和氢脆敏感级数α。
，
（式中
和
分别为钢中无氢时的断面收缩率和强度极限，
和σbH为钢中有氢时的断面收缩率和强度极限），也有用氢致开裂的临界应力强度因子K1H来表示。
（
可以看出K1不仅与应力σ有关，还与裂纹长度a有关。
因此它是由外加应力和裂纹长度共同决定的一个复合力学参量）。
图为氢致裂纹扩展的da/dt——K1关系曲线，图中K1H为氢致开裂临界应力强度因子，若裂纹尖端应力强度因子K1小于K1H，则裂纹不扩展。
（图中第一阶段受力学因素和介质因素共同控制，第二阶段基本与力学因素无关，第三阶段仅与力学因素有关）
（五）影响氢脆的因素。
1.温度
氢脆往往发生在+100—-100º
C之间，尤以高温附近氢脆倾向最大。
这是由于当温度高于200º
C，氢在钢中的溶解度急剧增加，不易出现氢脆。
当温度太低时，氢和位错运动能力低，氢不易在陷阱中富集，也不易出现氢脆。
2.应变速率
前面已讲过随应变速率增加，第一类氢脆敏感性（倾向）增加，第二类氢脆倾向则降低。
由于第二类氢脆是在加载过程中，氢借助于位错的运动富集在缺陷处的，只有当位错运动速度（形变速度）与氢的运动速度一致时，位错才能携同氢进行扩散。
因此只有在一定形变速度下钢才出现明显的第二类氢脆，如形变速度低于
第二类氢脆倾向最大。
3.含氢量
下图为H2量对SAE1020钢出现氢脆的应变速率范围和温度范围。
可以看出随钢中含H2增加，钢中出现氢脆的应变速率和温度范围扩大，出现氢脆最大的温度向高温方向移动，这些都说明，钢中含H2量越多，氢脆倾向越大。
4.介质
致氢脆介质不同，钢的氢脆倾向不同。
图为40CrNiMo钢（回火马氏体态）在H2S中，H2中和NaCl（3%）水溶液中的da/dt——K1曲线，可以看出H2S的致氢脆倾向最大,
Fe+H2S→FeS+2H,反应形成了原子氢，而H2S作为原子氢形成分子氢的毒化剂，阻碍分子氢形成，进而使原子氢进入钢中，按前述机理形成氢脆。
5.冶金因素
（1）成分。
C,S,P,Mn,Si提高氢脆倾向，而Cu,Al,Ti,W,稀土等加入钢中可降低氢脆倾向。
（2）组织。
图为不同组织的氢脆倾向。
可以看出氢脆的倾向是以下顺序增加F→F+P→低CM→S→B→T→高CM。
这种顺序表示出一个大致的趋势，如低CM只有Hv200——300，似乎低了些（与钢中含C量有关，如果钢中含C量高些（0.20%C）可能有Hv300——400，低M就排在索氏体前面了。
（纵坐标：
氢脆指数I
）——
也没有表示出如回火脆、碳化物尺寸及形状、晶粒尺寸等组织的氢脆倾向。
一般回火脆组织增加氢脆倾向，减小晶粒尺寸、弥散分布细小而圆滑的碳化物能降低钢的氢脆倾向。
（3）强度
氢脆主要与不同组织强度有关。
强度越高，氢脆倾向越大，因为强度高，钢中缺陷与富集氢浓度高。
氢脆倾向大。
6.冶金质量
钢中杂质元素氮，锑，锡等增加钢的氢脆倾向。
（六）减少氢脆倾向的途径――参考19－190，在此文件最后
防止氢损伤的主要控制方法是降低内氢和限制外氢的进入，提高金属及合金的耐氢损伤能力。
（1）降低内氢措施。
减少内氢可通过改善冶炼、热处理、焊接、电镀、酸洗等工艺条件，以减少氢进入钢内部。
对含氢钢可进行必要的脱氢处理，以消除氢脆。
（2）低环境氢的活性。
如在气相介质中加O2，CO，CO2，由于这些气体强烈吸附金属表面，从而降低H2的吸附和带入。
在3%的NaCl水溶液中加入N——椰子素和A——氨基丙酸。
（3）去氢处理。
即在某一温度下使氢从钢中内部逃逸出来。
（4）合金化:
加入Cr,Al,Mo使钢表面形成致密保护膜，阻止氢向钢内扩散，可减少氢脆敏感性。
还有些合金元素，如Mo,W,Cr和Nb等能降低氢的扩散速度，减少钢中氢含量，提高钢的抗氢脆能力。
（5）改变显微组织。
铁素体较马氏体耐氢脆，而奥氏体较铁素体更耐氢脆。
（七）小结
氢脆特点：
时间上属于延迟断裂：
材料受到应力和氢的共同作用后，经历了裂纹形核（孕育），扩展，失稳断裂。
对含氢量敏感：
随含氢量增加，氢脆倾向严重。
对缺口敏感：
缺口曲率半径越小，越容易发生氢脆。
在±
100º
C范围内，氢脆倾向大，尤以高温最严重。
发生在低应变速率下。
应变速率低，氢脆倾向大；
而冲击和正常的拉伸试验不能解释氢脆是否存在。
裂纹扩展具有不连续性。
氢脆断口比较齐平，微观断口可能为沿晶，准理解，韧窝等，不同的断口形貌与裂纹尖端应力强度因子K1和氢浓度CH有关。
（图）
三.氢腐蚀
在高温下（º
C>
200º
C）钢处在含有氢的介质中，钢中的碳及Fe3C与氢反应生成甲烷CH4,会造成表面严重脱C和沿晶的网状裂纹，从而引起钢的强度和塑性下降现象，称为钢的氢腐蚀。
在一些合成氨，合成甲醇，石油加氢裂化的一些化工厂，媒的气化等都是钢铁材料处于高温高压氢的环境，都会有氢腐蚀现象存在。
氢腐蚀机制：
氢腐蚀是在高温高压下，氢与碳（或Fe3C）作用，生成甲烷气泡所致。
CH4气泡的形成过程如图所示。
①氢分子扩散到钢的表面产生物理吸附（a→b）
②被吸附的氢分子分离为氢原子，并经化学吸附（b→c→d）
③氢原子扩散（d→f）
④氢碳反应生成甲烷。
甲烷的扩散能力很低，富集在晶界夹杂物界面等微孔隙处，而该处的碳浓度随反应的进行而降低，其他位置上的碳通过扩散使微孔隙处的所需要的碳得到补充（g→f），这样，甲烷量将不断增多，形成局部高压。
由于这种甲烷局部高压作用，可使铁原子沿晶界扩散离开气泡，而使气泡长大（当甲烷压力相对较低时，也可能通过气泡周围基体的蠕变使气泡长大）。
在钢表面夹杂物等缺陷处形成的气泡最终造成钢表面出现鼓泡。
在钢内部的气泡最终发展成裂纹，这些裂纹连在一起便成为网状，沿晶破坏。
氢腐蚀可以分为三个阶段：
孕育期：
在此阶段，钢基本上未脱C，其性能也未变化，处于甲烷气泡的形核阶段。
相对应温度和氢的分压不同，此期短则几分钟，长可为几年，在这一阶段，可通过去氢处理。
迅速腐蚀期：
当甲烷的压力大于容纳其空隙的表面张力后，经空隙沿界面形成裂纹，此阶段脱碳迅速，体积膨胀，力学性能下降。
最后饱和期：
裂纹彼此联接的同时，碳量耗尽，体积不再变化，力学性能不再改变。
上述三阶段可用下列曲线说明之。
影响氢腐蚀因素。
温度和压力的影响：
从氢腐蚀机理可知，氢腐蚀是化学腐蚀，无论从反应速度，氢的吸附和碳的扩散受温度影响很大。
显然，温度越高，孕育期越短。
在一定的氢压力下，各种钢存在发生氢腐蚀的临界温度。
一般在200º
C以上，低于这一温度，反应速度极慢，以致孕育期可超过正常使用寿命。
随氢分压升高，孕育期缩短；
氢分压降低，孕育期增长。
低于某一分压后，即使温度再高也不发生氢腐蚀。
甲烷逸出钢外，只发生表面脱C。
Nelson曲线可以说明温度和压力对氢腐蚀的影响。
曲线下方为材料安全使用的温度和氢分压。
（这是一种经验曲线）
钢的成分和组织的影响。
根据腐蚀形成机理可知，减少钢中硫含量，增加与C结合力强的合金，可以减少氢腐蚀倾向，此外，降低钢中夹杂物含量（尤其是MnS夹杂）使碳化物球化，也能降低氢腐蚀倾向。
（因为相界面积减少，降低气泡形核位置）。
冷加工。
冷加工变形增加了组织和应力的不均匀性，提高了晶界的扩散能力和气泡的形核位置，从而加速钢的氢腐蚀。
四.氢鼓泡
【19－183】在湿硫化氢环境中常可观察到钢的两类开裂现象，一种称硫化物应力腐蚀断裂，另一种称氢诱发开裂。
前者多发生在高强钢，必须有应力存在，裂纹与主应力方向垂直，这是一种可逆氢脆。
后者主要发生在低强钢里，甚至在没有应力作用时就存在。
裂纹平行于轧制的板面，接近表面的形成鼓泡，俗称氢鼓泡。
靠近内部的裂纹呈直线状或阶梯状，其中以阶梯状裂纹的危险性最大，也称阶梯状开裂（图5—47）。
在含硫油、气管线、贮罐、炼制设备及煤的气化设备中常可看到这种氢诱发开裂的现象。
如图8—14示出氢鼓泡的示意图。
由于氢扩散到金属的孔洞及缺陷处，特别是夹杂与基体的交界处，形成氢分子，在局部产生很大的高氢压，引起表面鼓泡并形成内部裂纹，使钢材撕裂开来的现象称之为氢鼓泡HB（HydrOgenBhstering）
1）氢鼓泡产生机理：
环境中的氢进入金属中形成氢原子，引起巨大的内压力，产生氢鼓泡.
硫化氢夹杂对氢鼓泡裂纹的诱发起重要作用。
硫化氢是一种弱的酸性电解质，在pH值等于1—5的水溶液中，主要以分子态的H2S形式存在表面发生下式反应：
H2S+2e一→2H吸+S2—
或H2S+e—→H吸+HS－吸；
HS－吸+H3O＋→H2S+H2O
为氢渗入钢中创造条件。
进入钢中的氢原子通过扩散到达缺陷处，并析出氢分子，产生很高的压力。
钢中氢浓度达到某个临界值时，氢已足以诱发裂纹。
在氢源不断向裂纹中提供H2的情况下，裂纹不断扩展。
所以孔隙中的氢压是“鼓泡”裂纹产生和扩展的驱动力.
裂纹主要形成位置在金属的夹杂物处（见图8—15），特别是MnS夹杂，它与基体膨胀系数不同，热轧过程中变成扁平状，夹杂与基体存在孔隙，可视为二维缺陷。
氢原子往往在其端部聚积，并由此引发裂纹，此外，硅酸盐，串链状氧化铝及较大的碳化物、氮化物也能成为裂纹的起始位置。
。
氢鼓泡多产生在零件表层（如图），多发生在接触硫化氢介质的低强度钢的容器和管材上，特别是钢含有较多外金属夹杂物时，最易产生氢鼓泡。
如果继续发展下去会形成一些平行裂纹并连接累积，造成阶梯状破坏，叫氢诱发破裂。
从而造成设备开裂，物料泄漏。
【19－185：
2）影响氢鼓泡的因素：
氢鼓泡主要受下面一些因素的影响。
介质。
氢鼓泡主要发生在硫化氢的酸性水溶液中，随pH降低，裂纹发生几率增大。
随硫化氢浓度增大，出现裂纹的倾向增大。
氯离子的存在，影响电极反应过程，促进氢的渗透。
故试验室试验通常用5％NaCl+0．5％HAc的饱和硫化氢溶液检查材料的抗氢诱发开裂性能。
温度。
氢鼓泡主要在室温下出现，提高或降低温度，可减少开裂倾向。
油、气管线如在60～200~C工作，一般不发生这种破坏。
硫化物夹杂。
降低钢中含硫量，可减少钢中硫化物夹杂的数量，使它对氢鼓泡的敏感性降低。
但含硫量即使降低到0.002％，也不能完全避免开裂，特别是在钢锭偏析部位，裂纹发生几率仍较高。
MnS的形态与脱氧制度有关，Ⅱ型MnS主要出现在Al或Al-Si镇静钢里，采用半镇静钢、硅镇静钢、沸腾钢得到I型MnS，可明显减少
升级会员 