魏氏组织和氧化物对HRB335钢筋脆断的影响
影响钢材断裂的因素
应力 型断裂 主要 表现 为组织 应力 形成 的裂纹 和 热应 力裂 纹 。工件 内不 同的加热 温 度和冷却 速度会 引起 不 同的组织 转 变 ， 温 ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱ 氏体 组 织在 冷 却 过 程 高 中将 根据 不 同的冷却 速度 和加热 温度 转变 为铁 素体 （ 一Ｆ ）珠 光 体 （ ） 渗 碳 体 （ ｅＣ） 贝 氏体 （ ｅ、 Ｐ、 Ｆ， 、 Ｂ） 和 马氏体 （ 。不 同的组 织 有 不 同的 比容 ， 别 是 Ｍ） 特 淬火 过程 中相变 产 物 比容 差 较 大 ， 织在 转 变 时 往 组 往产生 塑性 畸变 ， 当这种 塑性 畸变 的烈度 大于钢 材 的 区域抗拉强 度 ， Ｊ那么 在 相界 上就会 产 生微 裂纹 ， 破 坏 了钢材 的连 续 性 。图 １是 ３ ＣＭｎｉ 在 淬火 时 ， ０ｒ Ｔ 钢
Ａ Ａ， ｒ和 ｒ 才相交于含碳量为 ０ ７ ％的位置。也就 ．７ 是说 ， 在任何实际冷却速度下 ， 在该钢规定的成分范 围内， 其从高温 向低温 冷却时 ， 可 以有珠光体转 都 变， 但是 ， 这时的珠光体是伪珠光体 ， 其钢的硬度明 显提高。△Ｔ 较大时， 伪珠光体就会大量产生 ， 使材 质 的塑 性急剧 下 降 ， 断趋 向加 大 ， 图 ５ 脆 如 。
０ 前言
大 量 文献 对各 式 各 样 的钢 种 进行 了失 效 分 析 ，
裂 纹 的出现 ， 钢 材 在 纵 、 向 的 力 学 性 能 显 著 降 使 横 低， 特别 在工件 受 到剪切 应力 时 ， 往 引起 断裂 。 往
其中最重要的一种分析是断裂分析。按断裂原因钢 材 或机件 的断 裂 可分 为 ： 力 型 断 裂 、 杂 物 型 断 应 夹
图 １ 组 织应 力形 成 的微 裂 纹
各种化学元素对钢材性能的影响
各元素对钢材性能的影响名词解释：铁素体（Ferrite）：碳在α-Fe中形成的间隙固溶体称为铁素。
常用符号F（或α）表示。
铁素体具有体心立方结构，由于它的间隙很小，因而溶碳能力较差。
在727℃时最大溶碳量为0.0218%，随着温度下降，其溶碳量逐步减少，在室温时仅溶碳0.0008%。
铁素体的强度低，其δσb为180-280MN/m2,HB约80，但塑性好，其δ为50%。
奥氏体（Austenitic）：碳在γ-Fe中形成的间隙固溶体称为奥氏体。
常用符号A（或γ ）表示。
奥氏体具有面心立方晶格结构，由于它的有效晶格间隙较大，因此其溶碳能力较大，在1148℃时的最大溶碳量2.11%，随着温度的下降，其溶碳量逐步减少，在727℃是溶碳量为0.77%。
奥氏体的机械性能于其溶碳量及晶粒的大小有关。
一般来说奥氏体的硬度为170-220HBS，延伸率δ为40-50%，奥氏体存在于727℃以上的固态温度范围内。
奥氏体易于塑性成形。
渗碳体（Cementite）：C与Fe的化合物（Fe3C）称为渗碳体，其含碳量6.69%，渗碳体的熔点为1227℃，其硬度很高，约800HB,塑性和冲击韧性几乎为零，脆性极大，因此它不能作为碳钢的基体相，却是碳钢中的主要强化相。
渗碳体是一种亚稳相，在一定条件下会发生分解，形成石墨自由碳。
马氏体（Martensite）：采用快速冷却的方法，由于过冷度大，铁和碳原子都不能进行扩散，奥氏体只能由非扩散的晶格切变，有γ-Fe的面心立方晶格改组为α-Fe的体心立方晶格。
这种奥氏体直接转变一种含碳过饱和α固溶体，称之为马氏体。
各元素对钢性能的影响：锰（Mn）锰是炼钢时用锰铁脱氧而残留于钢中的，锰能清除钢中的FeO,改善钢的品质，降低钢的脆性；锰与硫化合生成MnS，消除硫的有害作用，改善钢的热加工性能。
在碳钢中锰的含量一般控制在0.25-0.80%之间，锰能溶于铁素体中，形成含锰的铁素体，起着强化铁素体的作用；锰还能溶于Fe3C中形成合金渗碳体，从而提高碳钢的强度，锰是有益的杂质元素，少量的锰对钢的性能影响不显著。
钢中的魏氏组织
钢中的魏氏组织作者：王红俐来源：《科技视界》 2015年第24期钢中的魏氏组织王红俐（韶关市技师学院，广东韶关）【摘要】本文利用高温金相研究16Mn钢中魏氏组织针状铁素体表面浮凸与组织的对应关系，证实了魏氏组织中平行针状和交叉针状铁素体具有不同的转变机制。
其中，交叉针状铁素体组织在转变过程中没有表面浮凸，平行针状铁素体有明显的表面浮凸。
分析表明，交叉针状铁素体的转变以台阶机制形成，而平行针状铁素体在转变初始阶段以切变机制形成。
结果进一步证实了这种观点的正确性【关键词】魏氏组织；交叉针状铁素体；平行针状铁素体；浮凸；形成机制0前言钢中的魏氏组织分两类：铁素体型魏氏组织和渗碳体型魏氏组织。
本文所研究的是亚共析钢（16Mn）中的魏氏组织，即铁素体型魏氏组织。
魏氏组织由Widmanstātter最先在Fe-Ni陨石中发现，是按一定几何形状分布的针状组织。
通常所说的魏氏组织钢中先共析的铁素体或渗碳体不仅沿奥氏体晶界析出，而且在奥氏体晶粒内部以一定的位向关系呈片状（在显微镜下呈针状态），而研究较多的是先共析片状铁素体即魏氏组织铁素体。
通常认为魏氏组织是一种过热组织，降低钢的机械性能，因此常用正火方法予以消除。
但后来的研究表明，魏氏组织并不是过热的标志。
姚枚、范莹隆等证实了它可分为交叉针状和平行针状两类，并发现形成以交叉针状铁素体为主的魏氏组织时，钢材的抗冷脆性好。
范莹隆等已研究了亚共析钢中魏氏组织铁素体的形貌，探讨其形成机制，以达到指导生产实践的目的。
本文就是在上述结论的基础上进一步证实了魏氏组织的F形态可分为交叉和平行两种形状，连续观察磨光试样在形成魏氏组织时的浮凸，并通过浮凸与组织对应比较获得魏氏组织形成机制的有关组织。
1试验材料及方法本试验采用16Mn钢，其化学成分见表1为获得两类魏氏组织，采用两种不同温度650℃和560℃盐浴等温（盐浴的配比为31%BaCl2+48%CaCl2+21%NaCl,其熔点为435℃）一定时间后用10%NaCl盐水淬的方法，其奥氏体化为用管式高温炉加热到1100℃保温10分钟，试样加工成10*15*2mm。
加热条件和轧制过程温度对35K盘条组织的影响
第32卷第11期2010年11月北京科技大学学报Journal of University of Science and Technology BeijingVol.32No.11Nov.2010加热条件和轧制过程温度对35K 盘条组织的影响杨 浩1) 唐 萍1) 文光华1) 孙 维2) 汪开忠2) 吴 坚2)1)重庆大学材料科学与工程学院,重庆400044 2)马鞍山钢铁股份有限公司,马鞍山243000摘 要 盘条表层的魏氏组织是35K 冷墩盘条冷镦开裂的主要原因.为控制表层魏氏组织,首先在实验室模拟了加热炉的加热时间和均热温度,然后根据实验室的研究结果在工厂进行了不同轧制过程温度的试验.试验结果表明:当在加热时间80~90min㊁均热温度1160~1230℃㊁终轧温度820~840℃和吐丝温度800~820℃的条件下,所获得的盘条组织均匀㊁表层魏氏组织小于1级,有效地防止了冷镦开裂.关键词 盘条;冷镦;魏氏组织;奥氏体;开裂分类号 TG 335.6+3Effect of heating condition and rolling process temperature on the microstruc⁃ture of 35K wire rodsYANG Hao 1),TANG Ping 1),WEN Guang⁃hua 1),SUN Wei 2),WANG Kai⁃zhong 2),WU Jian 2)1)College of Materials Science and Engineering,Chongqing University,Chongqing 400044,China 2)Maanshan Iron and Steel Co.Ltd.,Maanshan 243000,ChinaABSTRACT A surface Widmanstätten microstructure is the principal cause of cracking of 35K wire rods during cold heading.To control the surface Widmanstätten microstructure,heating time and soaking temperature in a heating furnace were simulated in the labo⁃ratory.And then plant trails of rolling process temperature were conducted according to the laboratory studies.The results showed that the microstructures of wire rods were uniform and the grade of surface Widmanstätten microstructures was less than 1under the condi⁃tions of the soaking temperature from 1160to 1230℃,the heating time from 80to 90min,the finishing rolling temperature from 820to 840℃and the laying temperature from 800to 820℃,which could effectively prevent the cracking in the process of cold heading.KEY WORDS wire rods;cold heading;Widmanstätten microstructure;austenite;cracking收稿日期:2010⁃⁃04⁃⁃19基金项目:国家科技支撑计划资助项目(No.2007BAE30B00)作者简介:杨 浩(1984 ),男,硕士研究生;唐 萍(1962 ),女,教授,硕士生导师,E⁃mail:tping@ 冷镦钢,又称为铆螺钢或冷顶锻钢,是利用金属的塑性,采用冷镦加工成型工艺生产互换性较高的标准件用钢[1],常用于生产螺栓㊁螺钉等紧固件和制造冷挤压零部件及冷镦成形的零配件.我国自20世纪80年代开始冷镦钢生产和技术开发以来,生产能力和技术水平都取得了较大的进步[2⁃⁃5].马钢冷墩钢的生产,无论在数量和质量上都处于国内前列,但目前其生产的35K 冷镦盘条出现了不同程度的冷镦开裂.分析表明,冷镦开裂的原因并非铸坯表面缺陷㊁钢中化学成分和非金属夹杂所致[6⁃⁃9],而是轧材表层粗大魏氏组织导致的微观组织不均匀(异常)所致,其中轧材表层指在表层0.5mm 范围内.为此,通过对加热炉加热条件(加热时间和均热温度)㊁轧制过程温度进行研究,以获得均匀的盘条组织,防止冷镦开裂.1 盘条组织特征分析如前所述,目前碳质量分数为0.35%的35K 冷墩钢生产的主要问题是由轧材表层的微观组织异常现象引起的冷镦开裂.轧材显微组织异常主要表现为图1(a)~(c)所示的三种类型,其各自所占比例如表1所示.金相图片均是用4%的硝酸酒精腐蚀后所得.第11期杨 浩等:加热条件和轧制过程温度对35K盘条组织的影响图1 冷镦盘条组织不均匀类型.(a)轻微组织不均;(b)恶化的组织不均;(c)脱碳条件下的组织不均Fig.1 Nonuniform microstructures of cold heading wire rods:(a)slight nonuniform microstructure;(b)deteriorated nonuniform microstructure;(c)nonuniform microstructure at decarbonization condition表1 三种不均匀组织所占比例Table 1 Proportion of three kinds of nonuniform microstructure组织不均类别所占比例/%第一类81第二类13第三类6 注:样本数为173个. 经过大量的金相图片观察,并参照钢的显微组织评级图(GB13299 91)中魏氏组织的图谱可知:图1(a)~(c)的组织异常现象均是魏氏组织的表现.当图1(a)(第一类)严重发展时,不均匀的组织恶化,即表现为2级以上粗大的魏氏组织(图1(b));当图1(a)某些原因(如裂纹㊁过烧等)导致高温下钢坯表层发生氧化脱碳时,则产生了第三类低碳条件下的魏氏组织(图1(c)).其中,第二类组织异常的发生,即2级以上魏氏组织的产生导致了盘条冷镦开裂.魏氏组织会使钢的力学性能,特别是冲击韧度和塑性显著降低,并提高了钢的脆性转化温度,因而使之容易发生脆性断裂.因此,在生产中要尽量减少或避免魏氏组织的产生.本文研究表明,为防止冷镦过程开裂,表层魏氏组织须控制在1级以下.魏氏组织的形成是钢中碳含量㊁奥氏体晶粒大小以及冷却速率共同作用的结果.在亚共析钢中,当奥氏体晶粒细小时,只有碳质量分数w C =0.15%~0.35%的狭窄范围内,且冷却速率较快时才能形成魏氏组织[10].但是,当奥氏体晶粒越粗大时,形成魏氏组织的碳含量范围变宽,即使在较慢的冷却速率下,也易产生魏氏组织.因此,魏氏组织的产生总是和奥氏体晶粒粗化联系在一起[10].对碳含量已定的钢种,控制魏氏组织发展的方法是控制奥氏体晶粒大小和奥氏体向铁素体转变(Ar 3→Ar 1)时的冷却速率,而冷却速率是否合适又需要根据奥氏体晶粒大小来确定,可见控制奥氏体晶粒大小是关键.在35K 冷镦钢生产过程中,影响奥氏体晶粒大小的环节有:①铸坯在高温的加热炉内加热时间过长,会使其奥氏体化过程中晶粒生长粗大;②终轧和吐丝温度过高,会使变形后回复再结晶过程的奥氏体晶粒生长粗大.①中粗大的奥氏体晶粒,将使晶界面积减小,影响变形后回复再结晶过程的奥氏体晶粒细化.它和②中产生的粗大晶粒一样,会在原来正常冷却速率条件下产生魏氏组织.因此,为防止产生粗大的奥氏体晶粒,可从两个方面考虑:①控制轧制过程温度(包括终轧和吐丝温度);②调整加热炉中的加热时间和均热温度,防止在一定温度下因加热时间过长使奥氏体晶粒粗大.资料表明[11],35K 钢在正常奥氏体晶粒大小条件下连续冷却时,在Ar 3→Ar 1转变过程中(斯太尔摩冷却区)出现魏氏组织的临界冷却速率为2.5℃㊃s -1.因此,在正常奥氏体晶粒大小条件下,为防止魏氏组织的产生,须控制冷却速率小于2.5℃㊃s -1.图2 35K 铸坯表层粗大的魏氏组织Fig.2 Large Widmanstätten structure on the surface layer of a 35K billet图2为铸坯表层局部魏氏组织发展的组织特征.其所导致的微观成分不均,会因加热炉中均热温度过低或加热时间过短而未均匀化并遗传到轧制产品中,也是钢坯在后续轧制过程中产生组织异常的原因之一.通常称之为铸坯的原始组织遗传[12⁃⁃13].㊃9241㊃北 京 科 技 大 学 学 报第32卷由此提出通过调整加热炉均热温度和加热时间㊁控制终轧和吐丝温度以及斯太尔摩冷却过程的冷却速率,以避免粗大魏氏组织的产生,防止盘条冷镦开裂.2 轧钢生产工艺条件35K 冷镦盘条轧钢过程的生产工艺参数如表2所示.由表可知:通过对现场斯太尔摩冷却速率测试表明,在Ar 3→Ar 1转变过程中,该斯太尔摩冷却段的冷却速率为0.24~1.58℃㊃s -1,小于前述产生魏氏组织的临界冷却速率2.5℃㊃s -1.因此,在正常奥氏体晶粒大小条件下,目前采用的冷却速率合理.表2 35K 冷镦盘条轧钢过程的生产工艺参数Table 2 Production process parameters in rolling process for 35K cold heading wire rods轧钢工艺参数控制范围加热时间<70min 均热温度1160~1230℃终轧温度820~960℃吐丝温度800~860℃相变过程中斯太尔摩段的冷却速率0.24~1.58℃㊃s -1(实际测量)3 加热时间与铸坯组织的关系铸坯原始组织导致的微观成分不均的消除,需在一定的加热时间和均热温度条件下才能实现[14].经计算[15],140mm ×140mm 连铸坯的理论加热时间为108min,而原工艺加热时间小于70min,这会使铸坯重新奥氏体化时因加热时间不足致使成分未均匀化,进而在后续的轧制过程中产生粗大的魏氏组织.实验室取35K 铸坯样,放入到1210℃的加热炉中加热,加热时间分别为65㊁80和95min,然后水淬冷却试样并观察不同条件下的铸坯组织.由图3可知:在现有均热温度条件下,加热时间约为80min 时,铸坯原始微观组织的不均性得以消除(图3(b)),淬火后得到均匀的马氏体组织;但如果加热时间不足,铸坯微观成分未充分均匀化(图3(a)),加热时间大于95min 后,将会得到粗大的奥氏体晶粒(图3(c)).对比表2的生产工艺条件,目前采用的加热时间不能均化原始铸坯成分,要消除成分不均和控制奥氏体晶粒大小,合适的加热时间为80~90min.图3 不同加热时间条件下的试样淬火后组织.(a)65min;(b)80min;(c)95minFig.3 Microstructures of quenched samples after heating for different time intervals:(a)65min;(b)80min;(c)95min4 工业性试验方案的建立通过以上分析,为验证加热时间的实验室模拟结果,获得均匀的盘条组织,建立了表3㊁表4所示的工业性试验方案,并取样分析相关性.表3 35K 冷镦盘条终轧和吐丝温度现场试验方案Table 3 Trial projects of finishing rolling and laying temperature on the cold forging of 35K cold heading wire rods 加热时间/min 均热温度/℃终轧温度/℃吐丝温度/℃820~840800~82060~1101160~1230920~960800~840>940>850表4 35K 冷镦盘条加热时间现场试验方案Table 4 Trial projects of heating time on the cold forging of 35K cold heading wire rods加热时间/min 均热温度/℃终轧温度/℃吐丝温度/℃<70,80~90,>1101120~1230820~920800~8205 试验结果分析5.1 吐丝温度的影响图4为吐丝温度对盘条表层魏氏组织级别的影响.表5为不同吐丝温度条件下的盘条组织及其相应加热条件.㊃0341㊃第11期杨 浩等:加热条件和轧制过程温度对35K盘条组织的影响图4 吐丝温度对盘条表层组织的影响Fig.4 Effect of laying temperature on the surface microstructure of wire rods 由图4和表5可知:盘条吐丝温度较低时(790~820℃),有利于控制盘条晶粒大小,故其组织较均匀(图5),其中少量1级魏氏组织的产生是由于其加热时间偏短.虽然吐丝温度为830~840℃时产生的2级魏氏组织可能是加热时间过长㊁终轧温度过高共同作用的结果,但当吐丝温度大于850℃时,不同的加热条件盘条表层都产生了2级以上的魏氏组织.尤其当吐丝温度高达930℃时,内部也出现了1.5级的魏氏组织(图6).因此,要通过控制奥氏体晶粒大小来控制魏氏组织,吐丝温度是关键,提出合适的吐丝温度为800~820℃.表5 不同吐丝温度条件下盘条组织及其相应加热条件Table5 Microstructures and corresponding heating conditions of wire rods at different laying temperatures加热时间/min均热温度/℃吐丝温度/℃试样表层组织70~90 1160~1230790~820≤1级W 65~1701160~1230830~840≤2级W 65~1701160~1230>850>2级W 注:表中W表示魏氏组织,后文图㊁表中均简述为W.图5 吐丝温度为810℃时试样表层(a)和中心(b)处的均匀显微组织Fig.5 Uniform microstructures on the surface(a)and center(b)of the sample when the laying temperature is810℃图6 吐丝温度为930℃时试样表层(a)和中心(b)处的显微组织Fig.6 Microstructures on the surface(a)and center(b)of the sample when the laying temperature is930℃5.2 终轧温度的控制图7为终轧温度对盘条表层魏氏组织级别的影响,而不同终轧温度所对应的加热条件和吐丝温度如表6所示. 由图7和表6可知:虽然加热时间对盘条组织有影响,但从总体趋势来看,在吐丝温度一定的条件下,魏氏组织级别随终轧温度的增加而增加,达到1000℃时魏氏组织发展到3级.在吐丝温度较低㊃1341㊃北 京 科 技 大 学 学 报第32卷图7 终轧温度对盘条表层组织的影响Fig.7 Effect of finishing rolling temperature on the surface micro⁃structure of wire rods条件下(800~820℃),由于终轧温度较高,盘条也会产生粗大魏氏组织,940℃时达到2.5级.因吐丝温度会随着终轧温度的升高而增加,故为得到合适的吐丝温度,应首先控制终轧温度,这也是防止表层粗大魏氏组织的重要方面.在930~1000℃终轧温度范围内都存在一定程度的粗大魏氏组织,因此盘条终轧温度应小于920℃.吐丝㊁终轧温度分析表明:在二者都高的情况下会因相变前的奥氏体晶粒粗大,使魏氏组织发展严重.因此提出合适的终轧㊁吐丝温度分别为820~840℃和800~820℃.表6 不同终轧温度条件下的盘条组织及其相应加热条件Table 6 Microstructure and corresponding heating conditions of wire rod at different finishing rolling temperatures加热时间/min 均热温度/℃吐丝温度/℃终轧温度/℃试样边沿处组织70~901160~1230800~820820~840≤0.5级W65~1701160~1230800~820920~9400.5~1.5级W 65~1701160~1230800~820>9400.5~2.5级W 65~1701160~1230830~850940~9601~3级W 65~1701160~1230830~850>960>2级W 注:由于轧制是一个连续过程,因此一般而言,吐丝温度会随着终轧温度的升高而适当增加,故将吐丝温度分为两个范围以便于终轧温度的讨论.W 表示魏氏组织.图8 加热时间和均热温度对盘条表层组织的影响Fig.8 Effect of heating time and soaking temperature on the surface microstructure of wire rods5.3 加热时间和均热温度的匹配在吐丝和终轧温度一定的条件下(表6),盘条组织特征却出现了差异,这是由于其他加热条件不同,因此在控制好吐丝和终轧温度的前提下,还要求有合理的加热时间和均热温度.图8为不同加热时间和均热温度条件下的盘条表层组织.加热时间不足或均热温度过低时,均不能消除铸坯表层魏氏组织带来的微观成分不均,以至轧材产生了1.5级魏氏组织.在均热温度1170~1210℃范围内,当加热时间大于100min 后,又会因加热时间过长而影响变形后的晶粒细化,使魏氏组织大于1级.因此,一定均热温度范围,须有合适的加热时间相匹配.图8中椭圆标定的范围是在控制好吐丝和终轧温度的前提下,二者的合适匹配,即均热温度为1160~1230℃,加热时间为80~90min,最大不超过100min.这与加热时间实验室模拟结果一致.6 结论(1)35K 钢轧制过程中粗大奥氏体晶粒的产生以及由铸坯表层粗大魏氏组织引起的微观成分不均是盘条产生魏氏组织的原因.(2)为防止变形后的盘条奥氏体晶粒粗大,须控制吐丝和终轧温度,且保证低的吐丝温度比控制终轧温度更为重要.这是由于吐丝温度高,一定会产生严重的魏氏组织;而终轧温度高,可通过控制吐丝温度,适当降低魏氏组织的级别.盘条合适的终轧和吐丝温度分别为820~840℃和800~820℃.(3)为消除铸坯成分不均和避免奥氏体晶粒粗大,在控制吐丝㊁终轧温度的前提下,加热时间与均热温度须有合适的匹配.匹配关系为均热温度为1160~1230℃,加热时间控制在80~90min 为宜,最大不超过100min.㊃2341㊃第11期杨 浩等:加热条件和轧制过程温度对35K盘条组织的影响参 考 文 献[1] Xian Y R.A review on production and development of cold head⁃ing steel.Spec Steel,2005,26(3):31(先越蓉.冷镦钢的生产和发展.特殊钢,2005,26(3):31) [2] Pang B,Gao X H,Qiu C L,et al.Study on factors affecting qual⁃ity of cold heading steel.Steel Wire 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钢材常见缺陷组织详解
钢材常见缺陷组织详解一、带状组织（banded structure）是钢材内部缺陷之一，出现在热轧低碳结构钢显微组织中，沿轧制方向平行排列、成层状分布、形同条带的铁素体晶粒与珠光体晶粒。
这是由于钢材在热轧后的冷却过程中发生相变时铁素体优先在由枝晶偏析和非金属夹杂延伸而成的条带中形成，导致铁素体形成条带，铁素体条带之间为珠光体，两者相间成层分布。
形成原因金属材料在冶炼浇注后绝大部分要经过压力加工方可成为型材。
但是，加工后的材料容易得到沿着变形方向珠光体和铁索体呈带状分布的组织，即形成带状组织。
形成带状组织的原因大致有两种：1、由成分偏析引起的带状组织在低碳钢中，由于夹杂物的含量较多，加工变形后，夹杂物呈流线分布，当钢从热加工温度冷却时，这些夹杂物可作为先共析铁索体成核的核心，使先共析铁素体先在夹杂物周围生成，最后剩余奥氏体转变成珠光体，使先共析铁素体和珠光体呈带状分布，形成带状组织。
这种带状组织很难用热处理的方法加以消除。
2、由于热加工温度不当引起的带状组织在锻造时，热加工停锻温度位于两相区时（Ar1和Ar3之间），铁素体沿着金属流动方向从奥氏体中呈带状析出，尚未分解的奥氏体被割成带状，当冷到Ar1时，带状奥氏体转化为带状珠光体，这种组织可以通过正火或退火的方法加以消除。
带状组织的存在会使金属的力学性能呈各向异性，沿带状组织的方向明显优于其垂直方向。
压力加工时易于从交界处开裂。
对于需要后续热处理的零件，带状组织轻则会导致热变形过大，重者会造成应力集中，甚至出现裂纹。
如果带状组织非常严重的话，正火是解决不了的，最好进行高温扩散退火，在1050℃以上加热，才能使碳原子扩散均匀，消除带状组织。
消除方法带状组织一般可用热处理方法加以消除。
对于高温下能获得单相组织的材料，带状组织有时可用正火来消除。
而因严重的磷偏析产生的带状组织必须用高温扩散退火及随后的正火加以改善。
具体消除手段如下：1、由成分偏析引起的带状组织，即当钢中含有磷等有害杂质并压延时，杂质沿压延方向伸长。
高强度钢材脆性断裂的影响因素
高强度钢材的优缺点
高强度钢材的优点：
1.强度提高，厚度减小，缩减截面尺寸，减少钢材用量, 降低结构自重，削弱地震作用； 2.能够减小焊缝尺寸，减小焊接的材料用量及焊接工作量， 改善焊缝质量，提高结构疲劳使用寿命； 3.用钢量及焊接材料用量的减少，能使钢铁冶炼能耗和铁 矿石资源的消耗大为下降与我国建设低碳型的社会相符。
脆性破坏
脆性破坏前塑性变形很小，甚至没有塑性变形。破坏前没有任何预兆，
破坏是突然发生的，断口平直并呈有光泽的晶粒状。由于脆性破坏前 没有明显的预兆，无法及时察觉和采取补救措施，而且个别构件的断 裂常会引起整体结构坍塌，后果严重，损失较大。
脆性断裂后的试样， 断口比较平齐，无盆 状或杯状现象
建筑与土木工程 2012级莫玉
2013-4-8
钢结构破坏形式
塑性破坏 （有明显征兆）
弹性破坏 （无明显征兆）
钢材的破坏形式
塑性破坏
塑性破坏是由于变形过大没超过了材料或构件可能的应变能力而产生
的。在塑性破坏前，构件发生较大的塑性变形，且变形持续的事件较 长，容易及时被发现而采取补救措施，不致引起严重后果
建筑与土木工程2012级莫玉 2013-4-8
由于高强度钢材与普通钢材的冶炼工艺化学成 分及后处理技术等的不同，其力学性能、断裂韧 性和疲劳性能均有所不同。
高强度钢材的缺点：
强度提高，钢材屈强比增大，对温度的敏感性和对缺 陷的敏感性也相应提高，因此高强度钢结构，钢构件 发生脆性破坏的概率更大。
高强度钢材更易发生 脆性断裂的原因
1.低温促使钢材的断裂韧度下降；特别是在低于－２
界应用，然后逐渐扩展到美国欧洲澳洲等其他国家。 高强度钢结构工程主要指桥梁工程和建筑工程，有大 跨屋盖空间结构，高层超高层建筑底层柱结构，大跨 桥梁结构，海洋平台结构。
低碳热轧钢管中魏氏组织的形成及影响
技术交流
时现象，造成管坯过热使其奥氏体晶粒粗大，增加 了在轧制过程出现魏氏组织的可能性。 （ !）轧制过程中，冷却速度快。 !" 钢在奥氏 较快冷却到 &$"% 左右，易于 体状态 （ #$"% 以上 ） 出现魏氏组织。而该厂在热轧结构管的生产中，轧 管后温度在 ’$" ( ) """% ，如生产正常，钢管均 整后温度 #""% ，但如控制不好轧制节奏，钢管 ) 在均整后温度会降到 &$"% 左右，从而导致魏氏组 织的出现。尤其是小规格钢管在轧制过程中散热 快 ， 易 冷 却 ， 更 易 形 成 魏 氏 组 织 ， 这 与 !*&， #’++ 规格热轧管性能试验中，易出现延伸率低和 屈服点不明显的检验结果相符合。因而，提高终轧 温度能有效消除魏氏组织。试验证明，带有魏氏组 织的钢管经退火或正火后能有效消除魏氏组织。通 过中间再加热和控制轧制节奏能够保证终轧温度 % #,$% ，然后自然冷却起到在线正火的作用，这在 生产低、中压锅炉管时，效果尤其明显。
魏玉芝等：低碳热轧钢管中魏氏组织的形成及影响
钢 管 !"") 年 )! 月 第 ," 卷第 & 期
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$ 结
语
分析表明， !" 钢热轧管中的魏氏组织，主要 是管坯过热或轧制过程中冷却速度快所致，对钢管 的延伸率和屈服效应造成较大影响。因此，在热轧 管生产中，应严格控制管坯加热温度，防止管坯过 热；严格控制小规格钢管的轧制节奏以保证终轧温 度，从而确保热轧管的力学性能。
锈蚀钢筋的压屈性能及其对混凝土柱截面强度的影响（土木结构工程专业优秀论..
第１章绪论碱等有害气体或液体浓度较高，室内高温，人为破坏等，柱子的破损一般比较严重，致使有些厂房的钢筋混凝土柱使用１０年左右就严重破坏，丧失了本身的耐久性能。
这些现象以及与此相关的耐久性问题已经引起工程界的广泛关注。
有些学者１１４１提出：对于钢筋锈蚀引起的混凝土柱承载能力的下降，可以用承载力降低系数髟来表示：肛锈后柱具有的承载力／未锈蚀柱具有的承载力其中，锈后柱具有的承载力根据锈损程度不同，考虑钢筋截面损失、屈服强度降低以及混凝土截面和粘结力损失来计算，再根据承载力降低系数的具体数值，参照《工业厂房可靠性鉴定标准》（ＧＢＪｌ４４－９０）来评估损伤级别，据此决定柱能否继续使用或是否需要维修、加固。
由此可见，对锈损钢筋混凝土柱承载能力的退化规律进行研究并作出科学评估，不仅是混凝土结构耐久性研究的重要内容，也是对这类构件进行加固和维修的基础。
因此，研究锈蚀钢筋混凝土柱受力性能的退化规律，有助于恰当地评估柱子在钢筋锈蚀后的实际承载力，经济合理地确定维修加固策略；不仅对服役结构的鉴定和耐久性分析具有重要的现实意义，对新建建筑物的耐久性设计在理论上也具有指导意义；同时也可完善钢筋混凝土构件受力性能的分析和计算。
１．１．３选题依据和背景情况（ａ）（ｂ）幽Ｉ．Ｉ厂房中的锈蚀钢筋混凝十柞实际工程中，由于使用环境的影响，钢筋混凝土柱中钢筋锈蚀是比较普遍的现象，尤其怒在工业厂房中。
从大量工程凋查资料‘１２－１３’中可以看出，当锈蚀比较严重时，如图１．１所示，混凝土保护层局部脱落，部分箍筋已经锈断。
柱中３第３章钢筋锈蚀的试验研究（４）钢筋锈蚀试件的制作：钢筋锈蚀试件交由江苏省第一建筑工程公司在位于上海市松江区的一处施工工地浇注，浇注完毕后的钢筋锈蚀试件如图３．４ａ和图３．４ｂ所示。
（ａ）（ｂ）图３．４通电锈蚀前的钢筋锈蚀试件照片３．２．３钢筋锈蚀试件中钢筋的快速锈蚀钢筋的锈蚀过程是一个电化学反应过程１３３ｌ。
混凝土孔隙中的水分通常以饱和的氢氧化钙溶液形式存在，其中还含有氢氧化钠和氢氧化钾，其ｐＨ值不小于１２．５。
钢的组织对钢性能的影响
求主要取决于它的组织构造。
大量的生产实践说明，钢的组织对钢性能的影响起着决定性的作用，而钢的组织又主要取决于它的化学成分和加工的生产工艺过程以及相应的热处理状态。
此外，还与钢中气体和非金属夹杂物的含量及其他的冶金缺陷有关。
一、合金元素对钢力学性能的影响由于合金钢的种类很多，且不同钢种的化学成分具有不同的规格范围，而某一元素与其他元素共同配合又组成一定的相，才使钢具有一定的力学性能。
因此，孤立地分析某一元素对钢力学性能有多大影响不仅是困难的，而且也是片面的。
更何况，同一钢种因成分有微小的变化，性能也表现出较大的差异。
化学成分的力学性能的影响如下：〔1〕碳。
碳是决定钢力学性能的主要因素。
一般说来，随着碳含量的增加，钢的硬度升高，塑性及韧性降低。
当碳含量小于0.80％时，钢的强度随碳含量的增加而增加；当碳含量大于0.80％时，随着钢中碳含量的增加强度反而降低。
〔2〕硅。
硅能固溶于铁素体和奥氏体中，能提高钢的硬度和强度。
在普通碳钢中硅含量不超过0.40％，这时对力学性能影响不大。
当硅含量继续增加时，钢的强度指标，特别是屈服点有明显提高，但塑性及韧性降低。
硅能显著提高钢的弹性极限、屈服强度和屈服比〔sσ／b σ〕以及疲劳强度和疲劳比〔1-σ/b σ〕等。
此外，硅还能提高钢的脆性转变温度，因而在低温用钢中应控制它的含量。
〔3〕锰。
在一般碳钢中，锰含量在0.70％以下，对钢的性能影响不大，锰含量增加到1％～2％时，可使强度提高、塑性降低。
锰钢加热时易使晶粒粗化。
ZGMn13钢经水韧处理后可得到单一的奥氏体组织，具有高韧性及耐磨性，在耐热钢中锰还可提高钢的高温强度，作用与镍相似。
锰对钢的高温瞬时强度虽有所提高，但对持久强度和蠕变强度没有什么显著的作用。
〔4〕钨。
单一含钨的构造钢的性能与碳钢相比无多大改善，当钨与其他元素合用时，可细化晶粒，降低回火脆性，从而提高钢的强度。
铝能提高钢的红硬性及热强性，能形成特殊碳化物，提高钢的耐磨性。
化学元素对钢材性能的影响
化学元素对钢材性能的影响钢是由各种化学成分组成的，铁(Fe)是基本元素，其次是碳(C)和其他元素，各种化学元素对钢材的性能有不同的影响。
①碳(C)碳是仅次于铁的主要元素，它直接影响钢材的强度、塑性、韧性和焊接性能等。
当钢中含碳量在0.8%以下时，随着含碳量的增加，钢材的强度和硬度提高，而塑性和韧性降低；但当含碳量在1.0%以上时，随着含碳量的增加，钢材的强度反而下降。
随着含碳量的增加，钢材的焊接性能变差（含碳量大于0.3%的钢材，可焊性显著下降），冷脆性和时效敏感性增大，耐大气锈蚀性下降。
②硅(Si)硅是一种脱氧剂，其脱氧作用比锰强，是钢中的有益元素。
硅含量较低时，能提高钢材的强度，而对塑性和韧性无明显影响，但是当硅含量超过0.8%~1.0%时，则塑性下降，特别是冲击韧性显著降低。
含硅量在1%~4%的低碳钢，具有极高的导磁性能，常用于电器工业和矽钢片。
但随着硅含量的增加，会降低钢的焊接性能。
③锰(Mn)锰是作为脱氧除硫的元素加入钢中的，是钢中的有益元素。
锰具有很强的脱氧去硫能力，它可以和硫结合形成MnS，从而在相当大程度上消除硫的有害影响，显著改善钢材的热加工性能。
同时，锰对碳素钢的力学性能有良好影响，它能提高钢材的硬度、强度和耐磨性。
锰含量小于0.8%，能在保持（或只略降）原有的塑性及冲击韧性的条件下，大幅度提高碳素钢的屈服极限及强度极限。
锰对钢的焊接性能也有影响。
在含锰量很低时，锰主要起消除热脆性的作用，此时锰对焊接性能的影响，特别是在硫含量略高时，是有益的；但在含锰量远远超过消除热脆性所必需的含量时，多余的锰会显著增加奥氏体的过冷能力，这时锰主要起增加冷裂纹形成的作用，会使得钢的焊接性能变差。
④磷(P)磷是钢中难去除的有害杂质，会引起钢的冷脆性增加并损坏钢的焊接性能。
造成“冷脆”的原因是磷会形成硬脆化合物Fe2P。
另外磷能提高切削性能和抗蚀性，故在易切削或耐候钢中可适当增加磷含量。
⑤硫(S)硫主要来自炼钢原料，炼钢时难以除尽。
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第!"卷第!期#$$#年%月西安建筑科技大学学报&自然科学版’()*+,-./.+01234567189:671&;-<=5->?6+:.6:@A+<+2.’B2>1!";21!CC C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C C:D1#$$#魏氏组织和氧化物对E F G!!H钢筋脆断的影响马幼平I鲁路&西安建筑科技大学冶金工程学院I陕西西安J K$$H H’摘要L通过对E F G!!H钢发生脆断因素分析发现I魏氏组织和氧化物是导致E F G!!H钢筋发生脆断主要因素1魏氏体的形成倾向主要与钢的成分&碳及合金元素的含量’奥氏体晶粒度和轧制时的冷却速度密切有关1而氧化物大小和数量取决于钢的氧含量1关键词L魏氏组织M钢筋M脆断M氧化物中图分类号L9N K"#)K文献标识码L4文章编号L K$$O P J%!$&#$$#’$!P$#!O P$!QR S T U V W X T Y Z U[V[W\U]^_V‘Z_a Z Z T V Z‘Z b c Y Z c b T_V][d U]T[Ve b U Z Z X T W b_Y Z c b T[W f g h!!H b T U V W[b Y T]‘Z T T X e_bij k l m P n o p q I r s r m&?6722>23t:<-1I@.u1I*+v-./.+0:5w+<x234567+<:6<=5:89:67.2>2u x I*+v-.J K$$H H I y7+.-’z e‘Z b_Y Z L97+w D-D:5D52{:A+.<2<7:3-6<25w23{5+<<>:35-6<=5:235:+.3256:A w<::>{-5E F G!!H1|+A}-.w<-a<<:.<w<5=6<=5: -.A2~x u:.-5:<7:}-+.3-6<25w!7+675:w=><+.{5+<<>:35-6<=5:235:+.3256:A w<::>{-5197:325}-<+2.23|+A}-.w<-a<<:.< w<5=6<=5:+w5:>-<+:A<2<7:62}D2w+<+2.23w<::>{-5-.Au5-+.w+":23-=w<:.+<:-.A622>+.u5-<:A=5+.u52>>+.u197:w+": -.A-}2=.<232~x w:.+w5:>-<+:A<2<7:62.<:.<232~x u:.1#T$%[b]‘L&o’()p*+)a++,p+*+-m.+m-,M*+,,/0)-M0-o++/,1-).+m-,M l2o’,E F G!!H钢筋是目前建材行业应用最广泛的结构材料I但中小型企业由于其冶炼和连铸条件等生产装备条件所限I导致钢筋的反弯脆性断裂时有发生I严重时会对导致成批量报费I造成很大的经济损失1在工厂和实验室对E F G!!H钢筋脆断原因进行大量实验分析研究工作I该研究结果为为中小型企业制订合理的冶炼3轧制工艺和连铸操作技术要求提供了有效的理论依据I对有效的降低废品率I提高产品质量具有普遍的实用价值1K实验条件和方法实验所用的4#H}}E F G!!H钢筋是在K H吨氧气顶吹转炉冶炼I与三机三流弧形的半径O}小方坯&K K$5K K$’连铸机匹配I通过轧制形成1其成分为y L$1K J6$1##7I?+$1!H6$1H H7I t.K1K H6K1 "H7I81?9$1$!71通过金相显微镜3扫描电子显微镜观察组织和断口形貌特征1#实验结果分析图K是4#H}}E F G!!H钢筋试样反弯断口观察结果I从图K可见I拉伸断裂前产生了明显的塑性Q收稿日期L#$$#P$!P#$基金项目L陕西省科技厅基金项目&#$$$y K#’作者简介L马幼平&K%O K P’I男I陕西渭南人I副教授1主要从事冶金工艺控制及新材料制备方面研究工作1万方数据图!"#$%%&’())$不合格钢筋断口断口宏观形貌变形*断口为多裂纹源混合型断口*包括+作为断裂源的,在整个断面上不均匀分布的圆形白斑区,延性拉伸韧断区和延性剪切韧断区-断口四周为不规则剪切唇,及将不同的平面断裂源产生的断裂平台连在一起剪切区./其上不均匀分布的,大小不等的圆形白斑为脆性断裂面*试样断口表面已有污染/图#是"#$%%&’())$脆断试样金相组织*从图#可见*其晶粒度#0)级1魏氏组织达)23级*而一般国家标准4(!565278有关结构钢低倍组织缺陷评级图要求等于或小于#级/魏氏组织,及与其相伴的晶粒粗大对钢材的塑性有很大的不利影响/很明显*这是造成钢材&’())$不合格的主要原因/当然*夹杂等因素也会对钢材的性能产生很不利的影响/魏氏组织是先共析相的一种特殊形态9!2):/对于亚共析钢来说*是指从晶界向晶内生长形成的一系列具有一定取向的片-或针.状铁素体*通常称为魏氏铁素体/魏氏铁素体从单个的形态来看*虽呈片-或横截面;!88纵截面;!88图#龙钢"#$%%&’())$横,纵截面魏氏组织针.状*但从整体来看出*由于许多片常常是相互平行的*形似羽毛状*但与无碳化物贝氏体相比*它显得较粗大且末端较尖细/同时在一个原奥氏体晶粒内也可看到魏氏组织有几组不同方向的平等长片互相交割的情况*从而呈现为三角形分布/根据人们多年来的研究*亚共析钢连续冷却条件下各种因素会对先共析铁素体形态产生重要影响9!2):*见图)/魏氏铁素体组织具有以下基本特征+魏氏铁素体沿母相奥氏体中一定的晶面-惯习面.析出*惯习面为<!!!=*并与奥氏体之间存在一定的晶体学取向关系>2?关系1魏氏铁素体的尺寸随等温时间延长而增大*这表明魏氏铁素体的形成是一个形核和长大的过程/在对魏氏铁素体形成条件的研究中*人们发现+@/在连续冷却条件下*魏氏体只有在一定的冷速范围内才能形成14A 网状铁素体1B A 魏氏体1C A 块状铁素体1D A 珠光体/图)亚共析钢在连续冷却条件下各种因素对先共析铁素体形态的影响#西安建筑科技大学学报-自然科学版.第)3卷万方数据!"魏氏体易于在粗晶粒的奥氏体中形成#$"钢中碳含量超过%"&’时(魏氏体难于形成"图)表明(对细晶奥氏体(只有含%"*+’,%")+’-的钢在较快的冷速下.约大于*+%/01234才能形成魏氏铁素体(并随冷速的增大(使该区向碳含量低的方向移动#对粗晶粒奥氏体(在相当小的冷速下便会形成魏氏体"同时(该形成区向碳含量高的方向扩展"魏氏体的形成倾向与钢的成分.碳及合金元素的含量4(奥氏体晶粒度和轧制时的冷却速度有关"对于一般低碳钢来说(不论奥氏体晶粒粗细(只要冷却速度适宜均有出现魏氏体的可能"但当奥氏体晶粒粗大时(出现这种组织所对应钢的碳含量范围要宽些(即使在较慢的冷速.如退火4下也能形成"生产中进行轧制时(往往由于奥氏体晶粒粗大而在冷却后极易出现这种组织"其实(晶粒度5魏氏组织及带状组织几者之间的变化是相互联系的"晶粒粗大本身为魏氏组织的产生提供了条件"而要晶粒细小所采用的低温轧制会对带状组织的形成起促进作用"另外(轧制时的冷却速度也会对魏氏组织产生影响"扫描电镜对拉伸断口进行分析(发现了断口出现如同以前分析中看到的白斑是断裂源(见图6"而白斑本身的断源又是其中心的夹杂物(见图+"白斑内非夹杂区.脆性断裂区4的成分与白斑外正常延性断裂区的成分没有明显区别"图678+119:;))+拉伸断口上图+龙钢78+119:;))+白斑区形貌的白斑及其附近的裂纹图+中条状夹杂物的能谱成分析.<=’4>?>8+"&@#A B >%"@6#CD >*"*6#E F >)")8#G 2>*&"H 6#G>%"&*#-B >@"+8#I 2>%"&@#C3>*8"&J "从以上断口上的白斑的夹杂物成分可见(该夹杂物是以硅锰铝等为主复合型氧化物"由此可见(复合型氧化物是白斑和脆断形成的根源"要减少9:;))+钢筋脆断(应减少白斑大小和数量及钢中的氧含量")结论.*4魏氏组织是导致中小型钢厂9:;))+钢筋发生脆断的重要因素(从冶炼5连铸和轧制等工艺环节控制钢水温度和成分5钢筋晶粒尺寸和冷速对减轻和防止魏氏组织具有积极意义".84钢筋发生脆断的断口上常伴随均匀分布的5大小不等的圆形白斑(白斑是导致脆断裂纹根源(白斑的断裂源中心是夹杂物(该夹杂物主要为以硅锰铝等为主的复合型氧化物(从冶炼和连铸等工艺环节控制钢中氧含量是改善钢筋性能的重要措施"参考文献>K *L 路迪民"金属材料及热处理K C L "西安>陕西科学技术出版社(*J J 6"K 8L 刘云旭"金属热处理原理K C L"北京>机械工业出版社(*J @%"K )L M "布赖恩(皮克林编"刘嘉禾等译"钢的组织与性能.材料科学与技术丛书4K C L"北京>科学出版社(*J J J ")第)期马幼平等>魏氏组织和氧化物对9:;))+钢筋脆断的影响万方数据魏氏组织和氧化物对HRB335钢筋脆断的影响作者：马幼平， 鲁路作者单位：西安建筑科技大学冶金工程学院,陕西,西安,710055刊名：西安建筑科技大学学报(自然科学版)英文刊名：JOURNAL OF XI'AN UNIVERSITY OF ARCHITECTURE & TECHNOLOGY年，卷(期)：2002,34(3)被引用次数：4次1.路迪民金属材料及热处理 19942.刘云旭金属热处理原理 19803.F 布赖恩;皮克林;刘嘉禾钢的组织与性能(材料科学与技术丛书) 19991.宁玫.李志群.孙梅红.张志远.杨翠丽.Ning Mei.Li Zhiqun.Sun Meihong.Zhang Zhiyuan.Yang Cuili魏氏组织形成机理及对钢管性能影响的分析研究[期刊论文]-天津冶金2008(5)2.午亿土.张学浩.WU Yitu.ZHANG Xuehao HRB335钢种的成分优化[期刊论文]-山西冶金2008(5)3.高为国.吴安如.刘金武ZG230-450钢魏氏组织的微观结构与力学性能[期刊论文]-金属热处理2003,28(4)4.张朝晖.折媛.巨建涛.ZHANG Zhao-hui.SHE Yuan.JU Jian-tao HRB335热轧带肋钢筋脆断原因分析[期刊论文]-热加工工艺2006,35(12)5.项彬.肖利民.宋子濂.温宝利.刘鑫贵.秦晓峰.XIANG Bin.XIAO Limin.SONG Zilian.WEN Baoli.LIU Xingui.QIN Xiaofeng L-B型制动梁材质Q460E钢中魏氏组织的研究[期刊论文]-中国铁道科学2009,30(1)6.李德辉.马娥.董军.李会欣.LI De-hui.MA E.DONG Jun.LI Hui-xin HRB335钢筋质量特性和过程能力分析[期刊论文]-河北冶金2006(2)7.李智超.马栓柱.杜素梅亚共析钢魏氏组织的组织遗传现象研究[期刊论文]-兵器材料科学与工程2004,27(2)8.吴华民.张振申.邵蕾影响HRB335钢筋机械性能因素的分析及生产对策[期刊论文]-钢铁研究2003,31(6)9.李晓静.李智超亚共析钢羽毛状奥氏体观察与分析[期刊论文]-辽宁工程技术大学学报(自然科学版) 2004,23(2)1.李明.范益HRB335脆性断裂原因分析[期刊论文]-南钢科技与管理 2009(4)2.王厚昕.李正邦中国热轧带肋钢筋的发展和现状[期刊论文]-中国冶金 2006(6)3.王厚昕.李正邦我国热轧钢筋的发展和现状[期刊论文]-材料与冶金学报 2006(2)4.孙建春.任正德.陈登明HRB335钢热轧开裂原因的研究[期刊论文]-热加工工艺 2011(6)本文链接：/Periodical_xajzkjdx200203008.aspx。