太钢科技...2018/06/25 · 太钢科技...
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太钢科技
技术中心 仪桂兰 史永林
摘 要 本文研究了不锈钢渣、碳钢渣、高炉渣（水渣）的易磨性，研究了不锈钢渣微粉、碳钢渣
微粉、水渣微粉基本特性（包括活性、物相组成及颗粒形貌），并通过差热分析研究了不锈钢渣、碳
钢渣、水渣微粉活性不同的机理。在此基础上，进行了钢铁渣复合微粉的活性试验，试验表明：钢渣
微粉、水渣微粉双掺制备钢渣 -水渣复合微粉，实现了钢渣粉和水渣粉优势互补，并避免产生单独
使用水渣粉和钢渣粉的缺点，可有效改善水泥性能，成为钢渣高附加值利用的主要方向。
关键词 不锈钢渣 碳钢渣 高炉渣 微粉
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在钢铁冶炼过程中，会产生大量的钢铁
废渣，按来源不同，分为高炉渣（水渣）和钢
渣。其中，每生产 1t铁产生 0.25～0.30t高
炉渣，每生产 1t钢产生 0.15～0.20t钢渣。
高炉渣和钢渣的不断积累会造成环境污染
和资源浪费，建材行业是提高钢铁渣外循环
的有效途径，它既减少了对环境的污染，又
增加了建材行业“绿色”含量，对实现低碳经
济，节约不可再生资源，促使钢铁企业可持
续发展具有十分重要的意义。本文研究了钢
铁渣的易磨性、钢渣微粉和水渣微粉的特性
以及钢铁渣复合微粉的活性，为钢渣微粉利
用提供了技术支撑。
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对不锈钢渣、碳钢渣、水渣原料进行了
成分分析，具体见表 1。
由表 1可知，碳钢渣碱度较高，不锈钢
渣次之，水渣碱度最低。
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为研究球磨时间对不同冶金渣比表面
表1 化学成分
序号 品名 TFe SiO2 Al2O3 CaO MgO P S Cr Ni R
1 水渣 1.04 31.3 11.4 40.3 7.11 0.01 0.86 1.29
2 碳钢渣 16.9 13.7 4.72 44.2 9.57 0.43 0.16 3.23
3 不锈钢渣 2.67 26.6 3.27 52.4 8.25 0.01 0.31 0.62 0.13 1.97
积的影响，分别对不锈钢渣、碳钢渣和水渣
进行球磨，每次球磨量 2kg，球磨时间为 1h、
2h、3h、4h，每球磨 1h进行一次磁选，然后再
进行球磨。对于钢渣的易磨性主要通过钢渣
微粉比表面积大小来衡量，比表面积测试结
果见图 1。
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2018年第1期
图 1 球磨时间与比表面积的关系
由图 1可知：
（1）不锈钢渣易磨性较好，球磨 1h比表
面积达 400m2/kg，但球磨过程中有团聚现
象。
（2）碳钢渣易磨性较差，球磨 4h后比表
面积达 400m2/kg。
（3）水渣易磨性也较差，球磨 4h，比表
面积达 247m2/kg。
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4.1不锈钢渣、碳钢渣、水渣微粉的活性
4.1.1不锈钢渣、碳钢渣、水渣微粉的活性试
验
对不同球磨时间的水渣、碳钢渣、不锈
钢 渣 微 粉 进 行 了 活 性 试 验 ， 按 照
GB/T17671-1999水泥胶砂强度检验方法
（ISO法）进行试样的配料、搅拌、成型、养护
和测试。7天活性试验结果见表 2。
从表 2可知，三种废渣的活性依次为：
水渣＞碳钢渣＞不锈钢渣。另外，随着粉磨
时间的延长，活性增加。粉磨活性增加的主
要原因是：（1）细度降低，颗粒粒径减小，比
表面积增加，废渣颗粒“二次反应”的活性面
扩大；粉磨提高了废渣颗粒的球形度，其“形
态效应”和“微集料效应”得到了充分发挥。
（2）粉磨破坏了颗粒表面致密的外壳，增加
了活性硅铝的溶出，有利于“活性效应”发
挥；颗粒在粉碎过程中，部分外加能量转化
为颗粒的表面能，使表面呈现亚稳态，增大
了表面的反应活性。（3）晶体结构的变化。在
表2 试验结果
球磨时间 /h 活性 /%
水渣 1 73.4
水渣 2 76.3
水渣 3 80.6
水渣 4 87
碳钢渣 1 40.8
碳钢渣 2 42.2
碳钢渣 3 43.2
碳钢渣 4 51.6
不锈钢渣 1 33.8
不锈钢渣 2 34.1
不锈钢渣 3 35
不锈钢渣 4 34.5
600
500
400
300
200
100
0
球磨时间/h
1 2 3 4
不锈钢渣
碳钢渣
水渣
482494
396
208165
151
342
316456
434443
247
比表面积
/m2 ·kg-1
2! !
太钢科技
强烈的粉磨过程中，粉体物料不同程度地发
生晶格畸变，晶粒尺寸变小，结构无序化，表
面形成无定性或非晶态物质。（4）硅铝键的
断裂。尽管硅氧键和铝氧键的键能较大，但
不同晶面和晶向上的键能不同，硅酸盐层与
层之间的结合相对较弱，因此，键能较低的
硅氧键和铝氧键在粉磨过程中可能被破坏，
从而增加了活性硅铝基团的数量。
4.1.2不锈钢渣、碳钢渣、水渣微粉活性不同
的机理
4.1.2.1废渣在水泥中作用机理
从活性试验不难看出，三种废渣在水泥
中的作用机理不同：
（1）水渣：水泥水化逐步释放出氢氧化
钙，增大了系统的碱度，对水渣玻璃体产生
腐蚀，促使水渣玻璃体解离，溶解出硅 、铝
阴离子团，然后与溶液中的氢氧化钙发生如
下反应：
SiO2+Ca（OH）2→CaO·SiO2·mH2O
A1203+Ca（OH）2→CaO·A1203·nH2O
水化硅酸钙和水化铝酸钙赋予材料胶
结强度。水渣在水化过程中，高聚合度的铝
硅酸钙也可发生类似水泥矿物的水化。因
此，只要体系中具有促使玻璃体解离的 pH
值，就能使水渣持续水化。其水化产物通过
不断交织、填补空隙、缺陷和毛细孔，对水泥
石结构进行优化，从而提高强度。
（2）不锈钢渣：尽管不锈钢渣含有与水
泥相似的矿物，但因过烧，在 28天龄期内几
乎不发生水化，所以，磨细的不锈钢渣更多
是起到微集料的作用。从其矿物组成分析，
不锈钢渣填充的水泥混凝土应具有较好的
后期强度，因随着时间的延长，不锈钢渣将
在水泥水化完成后继续水化，但这一时间是
漫长的。
（3）碳钢渣：其活性发挥与不锈钢渣基
本相同，难以通过自身矿物的水化对胶凝材
料的性能产生贡献。
从活性试验看出，水渣活性发挥较好，
是良好的水泥掺合料；而不锈钢渣和碳钢渣
的活性很低，尽管它们可能在中长期会表现
出好的水化效果，但可能又会通过体积膨胀
破坏混凝土结构，因此，这是混凝土行业广
泛使用水渣而较少使用钢渣的主要原因。
4.1.2.2差热分析活性试样
对水泥、不锈钢渣、碳钢渣、水渣的活性
图 2 水泥及废渣活性试样的差热分析
0.0
-0.5
0.0
DSC/(mW/mg)↑exo
-1.0
-1.5
-2.0
-2.5
-3.0
-3.5
100Temperature/℃
200 300 400 500 600 700 800 900
Peak:433.0℃
Peak:570.2℃
Peak:713.3℃
[4]
[2]
[1][3]
[1]水泥胶砂水化试样.ssu
[2]水渣水化水化试样.ssu
[3]碳钢渣水化试样.ssu
[4]不锈钢渣水化试样.ssu
DSC
DSC
DSC
DSC
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2018年第1期YAxisTitle
试样进行差热分析，分析结果见图 2。
由图 2可知，430℃为水泥水化产物
Ca（OH）2分解吸热峰，570℃左右为水泥水化
硅酸钙凝胶（C-S-H）及方解石的脱水吸热
峰。水渣热分析曲线 430℃左右 Ca（OH）2分
解吸热峰不明显，证明水渣活性试样中 Ca
（OH）2大部分与水渣中 SiO2、Al2O3发生二
次水化反应，生成水化硅酸钙和水化铝酸
钙，从而提高其强度和活性。
4.2钢渣微粉、水渣微粉 XRD分析
对不锈钢渣微粉、碳钢渣微粉、水渣微
粉进行了 XRD分析，见图 3、图 4和图 5。
图 3 不锈钢渣微粉 图 5 水渣微粉图 4 碳钢渣微粉
由 3、4、5图可知，不锈钢渣微粉主要物
相为硅酸二钙（2CaO·SiO2），碳钢渣微粉主
要物相为硅酸三钙（3CaO·SiO2），水渣微粉
主要为玻璃体。
4.3扫描电镜分析钢渣微粉、水渣微粉的颗
粒形貌
利用扫描电镜进行钢渣微粉、水渣微粉
的颗粒形貌分析，见图 6和图 7。
由图 6可知，钢渣微粉微粒较为圆滑，
呈球形，级配中颗粒在 4μm左右。由图 7
可知，水渣微粉颗粒带有棱角，形状不规则，
级配中大颗粒（10μm）和小颗粒（3μm）较
多，中间颗粒较少。
当钢渣微粉和水渣微粉掺合在一起时，
钢渣微粉的粒径可以填补水渣微粉颗粒级
配中断档的粒径范围，从而提高复合粉颗粒
图 6 钢渣微粉 图 7 水渣微粉
1200
1000
800
600
400
200
0
XAxisTitle
2040 6080100120140
C2SYAxisTitle
1800
1600
1400
1200
1000
800
600
400
200
0
XAxisTitle20 40 60 80100120140
C3S
MgO
YAxisTitle
500
400
300
200
100
0
2040 6080100120140XAxisTitle
4! !
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级配的连续性，有助于水化强度的形成。
4.4钢渣微粉、水渣微粉的特性小结
4.4.1钢渣微粉
（1）使混凝土液相碱度较高，钢筋表面
钝化膜不易被破坏，改善了混凝土耐久性
能；
（2）凝结时间长，早期强度增长缓慢；
（3）钢渣微粉微粒较为圆滑，呈球形，颗
粒在 4μm左右。
4.4.2水渣微粉
（1）使混凝土液相碱度相对较低，钢筋
表面钝化膜相对易被破坏；
（2）早期强度增长快，提高混凝土的密
实性；
（3）水渣微粉微粒带有棱角，形状不规
则，级配中大颗粒（10μm）和小颗粒（3μm）
较多。
4.4.3钢渣 -水渣复合微粉
（1）钢渣粉和水渣粉按一定比例复合成
的钢铁渣粉，使混凝土液相碱度提高，为混
凝土中的钢筋锈蚀提供更好的保护，降低钢
筋锈蚀率。
（2）水渣粉早期强度增长快，能提高混
凝土的密实性，避免单独使用钢渣粉导致的
水泥凝结时间长、早期强度低等缺点。
（3）钢渣粉的粒径可以填补水渣粉颗粒
级配中断档的粒径范围，提高了复合粉颗粒
级配的连续性，有利于提高水化强度。
（4）水渣粉利用自身水化产生的收缩，
降低体系因钢渣粉中 f-CaO、f-MgO延迟膨
胀造成开裂的风险。
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钢铁渣复合粉活性试验方案见表 3。
根据上述活性试验方案进行了活性试
验，试验结果如表 4。由表 4可知，方案 1钢
渣粉：水渣粉（1：9）混合制成的复合微粉可
达到 S95级别要求，方案 2钢渣粉：水渣粉
表3 钢铁渣复合粉活性的试验方案
表4 钢铁渣复合粉活性的试验结果
方案抗压强度 /MPa 活性指数 /%
级别7d 28d 7d 28d
对比样 43.8 60.5 100 100
方案 1 37.0 58.7 84.47 97.02 S95
方案 2 33.4 55.9 76.26 92.40 S85
方案 3 31.0 51.7 70.78 85.45 S85
方案 4 27.9 48.4 63.70 80.00 S75
方案 5 26.8 46.7 61.19 77.19 S75
标准砂 钢渣粉 水渣粉 水泥 水
方案 1 1350 22.5 202.5 225 225
方案 2 1350 45 180 225 225
方案 3 1350 67.5 157.5 225 225
方案 4 1350 90 135 225 225
方案 5 1350 112.5 112.5 225 225
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2018年第1期
（2：8）和方案 3钢渣粉：水渣粉（3：7）混合制
成的复合微粉可达到 S85级别要求，方案 4
钢渣粉：水渣粉（4：6）和方案 5钢渣粉：水渣
粉（5：5）混合制成的复合微粉可达到 S75级
别要求。这都是利用了水渣与钢渣互相激发
的原理，提高了钢渣微粉的活性。
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不锈钢渣易磨性较好，球磨 1h比表面
积达 400m2/kg，但球磨过程中有团聚现象；
碳钢渣易磨性较差，球磨 4h后比表面积达
400m2/kg；水渣易磨性也较差，球磨 4h，比表
面积达 247m2/kg。
三种废渣的活性依次为：水渣＞碳钢
渣＞不锈钢渣。
活性试验表明，三种废渣在水泥中的作
用机理不同：
（1）水渣：水泥水化逐步释放出氢氧化
钙，增大了系统的碱度，对水渣玻璃体产生
腐蚀，促使水渣玻璃体解离，溶解出硅 、铝
阴离子团，然后与溶液中的氢氧化钙发生二
次水化反应，生成水化硅酸钙和水化铝酸
钙，提高胶结强度。
（2）碳钢渣和不锈钢渣：尽管钢渣含有
与水泥相似的矿物，但因过烧，在早期内几
乎不发生水化，所以，磨细的钢渣更多是起
到微集料的作用。
不锈钢渣微粉主要物相为硅酸二钙
（2CaO·SiO2），碳钢渣微粉主要物相为硅酸
三钙（3CaO·SiO2）和氧化镁（MgO），水渣微
粉主要为玻璃体。
钢渣微粉、水渣微粉双掺制备钢渣 -水
渣复合微粉，实现了钢渣粉和水渣粉优势互
补，并避免产生单独使用水渣粉和钢渣粉的
缺点，可有效改善水泥性能，成为钢渣高附
加值利用的主要方向。
由中国企业文化研究会举办的“坚定文
化自信，培育品牌文化，打造中国品牌———
中外企业文化 2017长沙峰会”于 11月 11
日召开。大会对十八大以来企业品牌文化建
设的典型经验进行了认真总结，举行了品牌
文化建设和企业文化建设调研活动总结仪
式，太钢获评“2012～2017年度企业文化建
设优秀单位”。
近年来，太钢始终把品牌文化建设作为
公司企业文化建设的核心内容，将品牌文化
理念全面融入改革发展实践，民族钢铁工业
品牌塑造初见成效。太钢坚持在质量品牌塑
造上下功夫，坚定不移地走“增品种、提品
质、创品牌”的精品之路，产品质量和服务质
量实现全方位提档升级；坚持在创新品牌塑
造上下功夫，始终把创新作为引领企业发展
的第一动力，摘取了钢铁工业皇冠上的一颗
颗明珠；坚持在绿色品牌塑造上下功夫，始
终把绿色发展作为生存的前提、发展的基
础，实现了钢厂与城市的和谐共生；坚持在
责任品牌上下功夫，全面履行社会责任，连
续荣获“履行社会责任五星级企业”等荣誉
称号。中国特色社会主义进入新时代，太钢
将立足打造质量、创新、绿色、责任四大品牌
优势，在转型升级中持续促进品牌形象提
升，全力锻造百年太钢特色品牌。
会议邀请多名专家学者和中外企业家
进行品牌文化建设理论探讨和实践交流，发
布了《关于加强品牌文化建设的指导意见》。
（摘自相关报道）
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6! !
太钢科技
摘 要 通过实施混匀矿“料头”、“料中”、“料尾”质量检测对比工业性试验方案，并对试验结
果运用方差检验、方差分析、非参数检验、控制图等方法根据已有样本数据对总体情况进行分析与
推断，明确了现阶段影响太钢烧结配料用混匀矿质量稳定性的主要因素，并为下一步提高烧结配
料用混匀矿质量稳定性提出了针对性的改进建议。
关键词 混匀矿 料头 料中 料尾 稳定性
炼铁厂 闫利娥 侯慧军 史永林
烧结矿质量的稳定与混匀矿质量稳定
性密切相关，确认当前影响混匀矿质量稳定
性的关键因素，为制定相关的改进措施提供
有针对性的决策依据是提升混匀矿质量，进
而提高烧结矿质量的重要基础工作。
2016年 8月至 10月期间炼铁厂与技
术中心配合，以“研究混匀矿料头、料中、料
尾质量稳定性之间的差异”为核心，制定实
施了混匀矿料头、料中、料尾质量检测对比
工业性试验方案，同时根据试验结果对混匀
矿料头、料中、料尾之间稳定性的差别、料场
混匀效果及料场至配料室之间混匀矿质量
稳定性的变化等几个方面进行了深入全面
的分析。
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1.1试验
试验期间配比、原料成分统计见表 1；
三、四烧用主体原料尖山精矿与袁粉稳定性
对比控制图见图 1；三、四烧用原料 TFe与
表1 试验期间原料配比、原料成分样本均值与标准差统计表三烧用料堆：605A2117（7万 t）
配比 时间 TFe SiO2 H2O
尖山
39%
均值 66.63 6.38 9.30
标准差 0.099 0.021 0.025
袁粉
50%
均值 65.14 3.71 12.82
标准差 0.063 0.127 0.581
峨口粉
5%
均值 65.43 6.32 11.80
标准差 0.150 0.178 0.387
铁磷 5%
（外配）均值 69.84 1.50 12.20
综合 6%均值 40.47 7.22 12.10
标准差 4.90 0.81 0.42
四烧用料堆：463B1095（11万 t）
配比 时间 TFe SiO2 H2O
尖山
41%
均值 66.71 6.37 9.29
标准差 0.163 0.128 0.047
袁粉
56%
均值 65.22 3.75 12.72
标准差 0.151 0.151 1.114
峨口粉
0%
铁磷
0%
综合 3%均值 39.84 6.34 11.30
标准差 4.02 0.44 1.56
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2018年第1期
图 1 三、四烧混匀矿用尖山、袁粉成分控制图
图 2 三、四烧混匀矿用整体原料 TFe、SiO2分布直方图
SiO2整体分布直方图见图 2。
1.2试验用原料情况综合分析
（1）从混匀料堆用主体原料尖山粉与袁
粉 TFe标准差、SiO2标准差对比分析，三烧
用原料成分标准差均低于四烧，且从控制图
分析，其稳定性明显较四烧好，如图 1所示，
故利于三烧混匀矿成分的稳定。
（2）从原料组成品种看，三烧有 5个料
种参加配料，四烧有 3个料种参加配料，且
三烧用峨口粉、铁磷（四烧未用）稳定性均较
差，对三烧混匀矿稳定性又有不利影响。
（3）从三、四烧混匀矿用整体原料 TFe、
SiO2分布直方图 2所示，同时运用等方差检
验对比三四烧用整体原料稳定性，无显著区
TFe
H2OSiO2TFe
SiO2
SiO2TFe
SiO2TFe H2O
TFe SiO2 H2O
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太钢科技
别。
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2.1料场料头、料中、料尾检测结果对比分析
（1）料场料头、料中、料尾之间 TFe与
SiO2稳定性对比分析见表 2和表 3。
表2 料场三、四烧混匀矿料头、料中、料尾稳定性分析
表3 料场三、四烧混匀料矿料头、料中、料尾TFe稳定性分析
三烧 SiO2标准差 95%的置信区间 四烧 SiO2标准差 95%的置信区间
下限 标准差 上限 下限 标准差 上限
0.100 0.180 0.560 0.278 0.462 1.240
0.430 0.760 2.380 0.081 0.134 0.361
0.140 0.250 0.800 0.127 0.210 0.565
Bartlett检验（正态分布）
检验统计量 =10.36
p值 =0.006
三烧 SiO2标准差在料头、料尾、料中间有
明显差异
Bartlett检验（正态分布）
检验统计量 =6.95
p值 =0.031
四烧 SiO2标准差在料头、料尾、料中间有
明显差异
三烧 SiO2标准差在料头、料尾、料中间有
明显差异
料尾 SiO2波动偏大，如图 2所示
四烧 SiO2标准差在料头、料尾、料中间有
明显差异
料头 SiO2波动偏大，如图 2所示
料尾数据中有一异常值 9月 28日 3.24.
否则三者看不出有明显差别
三烧 TFe标准差 95%的置信区间 四烧 TFe标准差 95%的置信区间
下限 标准差 上限 下限 标准差 上限
0.365 0.644 2.011 0.306 0.509 1.368
0.348 0.613 1.916 0.295 0.491 1.318
0.085 0.150 0.468 0.189 0.314 0.844
Bartlett检验（正态分布）
检验统计量 =7.99
p值 =0.018
Bartlett检验（正态分布）
检验统计量 =1.17
p值 =0.557
三烧 TFe标准差在料头、料尾、料中间有
明显差异
2料头、料尾 TFe波动明显高于料中，如
图 3所示
从检验结论看，在 95%的置信水平下，三
者稳定性无显著差异
从样本数据看，料中稳定性好于料头、料
尾，如图 3所示
样本量
料尾 6
料头 6
料中 6
样本量
料头 6
料尾 6
料中 6
方差检验结果
结论
备注
方差检验结果
结论
!
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2018年第1期
（2）料场混匀矿料头、料中、料尾成分稳
定性等方差检验对比分析图如图 3。
（3）对料头、料中、料尾之间 TFe与 SiO2
均值对比分析结论：三者之间均值无显著差
异。具体分析过程如图 4（因三者之间标准
差不等，故运用 Kruskal-Wallis检验分析）。
图 3 料场测混匀矿料头、料中、料尾成分稳定性等方差检验对比分析图
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/
料场 3S匀矿 N 中位数 平均秩 Z
料头 6 4.950 9.9 0.23
料尾 6 4.985 11.0 0.84
料中 6 4.700 7.6 -1.08
整体 18 9.5
H=1.28 DF=2 P=0.526
H=1.29 DF=2 P=0.526（已对结调整）
（4）根据料场混匀矿检测数据及现有样
本量分析，在 95%的置信水平下，结论如下：
·从成分稳定性方面：混匀矿 TFe及
SiO2的稳定性在“料中”明显好于“料头”与
“料尾”。
·从均值方面：在料头、料中、料尾之间
无显著差别。
2.2配料室混匀矿料头、料中、料尾成分检测
结果对比分析
2.2.1稳定性对比分析
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,-012
料场 3S匀矿 N 中位数 平均秩 Z
料头 6 64.92 12.9 1.92
料尾 6 64.91 9.5 0.00
料中 6 64.57 6.1 -1.92
整体 18 9.5
H=4.92 DF=2 P=0.086
H=4.98 DF=2 P=0.083（已对结调整）
图 4 料头、料中、料尾 TFe和 SiO2均值分析图
SiO2
SiO2
10! !
太钢科技
（1）配料室料头、料中、料尾混匀矿 TFe
与 SiO2单值移动极差控制图如图 5所示。
从图 5分析，“料中”成分的控制上、下
限明显窄于“料头”、“料尾”，即其稳定性明
图 5 配料室料头、料中、料尾混匀矿 TFe与 SiO2单值移动极差控制图
显好于“料头”、“料尾”，其中“料头”的波动
最大。
（2）进一步运用假设检验根据已有样本
量推断结论如下：
·根据目前已有的样本量检测值，在
95%的置信水平下，未能得出配料室料头、
料尾、料中之间的稳定性有显著差别。
·将样本量模拟扩大 3倍后，就现有检
测水平，可以得出：料中稳定性明显好于料
头、料尾的结论，且料头稳定性最差。
·综合上述理由，结合控制图 5分析，
配料室“料中”稳定性应当优于料头、料尾。
具体推断性分析见表 4和 5。
2.2.2均值对比分析
（1）对三烧配料室混匀矿 TFe及 SiO2进
行方差分析得出，三烧配料室 TFe、在料头、
料尾、料中之间无明显差异，但料尾 SiO2明
显低于料头与料中。分析过程如图 6、7所
示。
（2）对四烧配料室混匀矿 TFe及 SiO2
进行 Kruskal-Wallis检验（数据非正态）得
出，四烧配料室料头 TFe低于料中、料尾，料
尾 SiO2明显低于料头与料中。分析过程如
图 8、9所示。
2.2.3配料室混匀矿综合分析结论
（1）从成分稳定性看，配料室混匀矿中，
料中成分稳定性好于料头、料尾，且料头波
动最大。
（2）从均值看：配料室混匀矿成分有一
定偏析，料尾 SiO2均值含量低于料头与料
中。
2.3混匀矿料头、料中、料尾综合分析结论
SiO2
SiO2
!!
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2018年第1期
表4 配料室三四烧混匀矿料头、料中、料尾SiO2稳定性分析
三烧 SiO2标准差 95%的置信区间 四烧 SiO2标准差 95%的置信区间
样本量 下限 标准差 上限 样本量 下限 标准差 上限
10 0.070 0.105 0.203 10 0.115 0.172 0.333
10 0.055 0.083 0.161 6 0.075 0.124 0.334
10 0.049 0.074 0.142 23 0.112 0.147 0.215
Levene（不全正态）检验（任何
连续分布）
检验统计量 =0.74
p值 =0.485
三烧 TFe标准差 95%的置信区间 四烧 TFe标准差 95%的置信区间
样本量 下限 标准差 上限 样本量 下限 标准差 上限
10 0.306 0.458 0.887 10 0.407 0.610 1.181
10 0.252 0.377 0.730 6 0.064 0.106 0.285
10 0.217 0.325 0.629 23 0.230 0.304 0.444
Bartlett检验（正态分布）
检验统计量 =1.02
p值 =0.559
Levene（不全正态）检验（任何连续分布）
检验统计量 =1.78
p值 =0.183
Bartlett检验（正态分布）
检验统计量 =1.13
p值 =0.568
从假设检验结论看，在 95%的置信水平下，三者稳定性未能得出显著差异
的结论。结合控制图分析可知，样本量仍较小，但当样本量扩大至原样本量
的 3倍后，对于相同的检测结果，可得到料中稳定性明显好于料头、料尾的
结论
料头
料尾
料中
方差检验结果
结论
料头
料尾
料中
方差检验结果
备注:就当前样本量分析，未能得出显著性结论
表5 配料室三四烧混匀料头、料中、料尾TFe稳定性分析
备注:就当前样本量分析，未能得出显著性结论
12! !
太钢科技
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图 7 三烧配料室混匀矿 SiO2方差分析
图 6 三烧配料室混匀矿 TFe方差分析
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2018年第1期
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在 配料 4STFe上的 Kruskal-Wallis检验配料室 4S烧混匀矿 N 中位数 平均秩 Z料头 10 64.49 8.8 -3.60料尾 6 65.03 25.7 1.32料中 23 65.01 23.4 2.23整体 39 20.0H=13.17DF=2P=0.001H=13.18DF=2P=0.001（已对结调整）
Kruskal-Wallis检验:配料 4SSiO2与 配料室 4S混匀矿在 配料 4SSiO2上的 Kruskal-Wallis检验配料室 4S烧混匀矿 N 中位数 平均秩 Z料头 10 4.995 20.1 0.03料尾 6 4.870 8.7 -2.65料中 23 5.040 22.9 1.91整体 39 20.0H=7.43DF=2P=0.024H=7.45DF=2P=0.024（已对结调整）
2.3.1成分稳定性方面
无论是料场混匀矿还是配料室混匀矿，
其“料中”成分稳定性明显好于“料头”、“料
尾”，且配料室混匀矿中，“料头”波动明显较
大。
2.3.2均值方面
配料室混匀矿成分中，数据统计分析料
尾 SiO2均值含量低于料头与料中。
1
+),()-./0
（1）图 10为原料、料场混匀矿、配料室
混匀矿 TFe、SiO2分布直方图，其中绿色代
表原料成分分布情况，黑色代表料场混匀矿
成分分布情况，红色代表配料室混匀矿成分
分布情况。
（2）图 11为原料、料场混匀矿、配料室
混匀矿 TFe与 SiO2等方差检验结果，料场
混匀矿 TFe及 SiO2标准差较原料相应成分
标准差明显降低。
（3）表 6为根据本次试验检测结果分析
得到的原料、料场混匀矿、配料室混匀矿
TFe标准差及 SiO2标准差的 95%置信区间
对比分析表。
,
12
（1）原料成分的稳定性与所造料堆混匀
图 8 四烧配料室混匀矿 TFeKruskal-Wallis检验
图 9 四烧配料室混匀矿 SiO2 Kruskal-Wallis检验
14! !
太钢科技
图 10 原料、料场混匀矿、配料室混匀矿 TFe、SiO2分布直方图
图 11 原料、料场混匀矿、配料室混匀矿 TFe与 SiO2等方差检验结果
SiO2
TFe
TFe
SiO2
TFe
TFe
SiO2
SiO2
SiO2
TFe
TFe
SiO2
SiO2
!"
! !
2018年第1期
矿对应成分的稳定性呈正相关关系，原料成
分越稳定，所造混匀矿成分越稳定。
故建议袁家村矿配置矿粉混匀设施，提
高入厂袁粉成分的稳定性。
（2）根据试验数据初步分析，混匀矿从
料场至配料室的运送过程中，依靠运送而达
到的自然混匀效果对比，三烧好于四烧。
（3）混匀矿“料头”、“料尾”的成分波动
明显比“料中”大。
!
!"
（1）袁家村矿配置矿粉混匀设施，提高
入厂袁粉成分的稳定性。
（2）炼铁厂在使用混匀矿时，继续执行
“料头”、“料尾”单独入仓控制的生产组织方
式进行消化。
表6 原料、料场混匀矿、配料室混匀矿TFe及SiO2标准差95%置信区间对比表
类别 NσTFe95%置信区间 σSiO95%置信区间
下限 标准差 上限 下限 标准差 上限
三烧用原料 21 5.61 7.76 12.25 1.15 1.59 2.50
三烧用料场混匀矿 18 0.40 0.56 0.93 0.32 0.46 0.75
三烧用配料室混匀矿 30 0.31 0.41 0.59 0.08 0.10 0.15
四烧用原料 15 5.12 7.46 13.16 0.94 1.36 2.40
四烧用料场混匀矿 18 0.30 0.42 0.70 0.21 0.29 0.49
四烧用配料室混匀矿 39 0.36 0.46 0.63 0.13 0.16 0.22
2
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太钢电站锅炉用镍基耐热合金产业化
项目 2017年 8月热负荷试车成功，现已进
入批量生产阶段，并陆续完成若干批量的供
货合同。
镍基合金作为一种新型材料被广泛用
于航天与化学化工等领域，有极好的耐蚀、
耐高温、高抗氧化性，具有高技术、高附加
值、高难度生产特点，我国目前大部分依赖
进口。太钢按照山西省建设资源型经济转型
发展示范区，打造能源革命排头兵，构建内
陆地区对外开放新高地的要求，大力推进自
主创新，以电站锅炉用镍基耐热合金材料为
突破口，从 2015年开始进行研发攻关，相关
技术日臻成熟。2017年，以太钢型材厂为主
体成立了镍基耐热合金高技术产业化项目
部。该部成员齐心协力，发扬艰苦奋斗精神，
仅用 9个月时间就顺利完成建设安装和设
备调试，生产出了第一支镍基耐热合金钢
锭，标志着太钢在镍基耐热合金材料研发生
产方面达到国内先进水平。
项目的实施进一步优化了太钢品种结
构，提升了产品的高科技含量，有效缓解了
我国对高端镍基合金产品的进口依赖，满足
了国计民生重大工程、重大项目对高品质镍
基合金的需求。
（摘自相关报道）
16! !
太钢科技
摘 要 通过对太钢炼钢的铁水预处理及 LF炉脱硫工艺的分析，结合普碳钢的生产工艺特
点，进行了两次脱硫工艺优化试验。试验结果表明：采用脱硫剂进行铁水预处理脱硫后，LF炉不进
行脱硫的工艺，既能保证将硫含量控制在目标范围内，又降低了生产制造成本。
关键词 普碳钢 预处理 LF! 脱硫
工程技术公司 杨 帅
!
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除易切削钢外，通常硫是钢中的有害元
素，最大限度地降低钢中硫含量始终是冶金
工作者研究的热点问题之一[1-2]。硫在钢中形
成硫化物夹杂，降低钢的延展性和韧性，特
别是冲击韧性[3]。含硫高时钢的抗腐蚀能力
大为降低，对钢的焊接性能不利[4-6]。许多国
家连铸生产实践已证明，钢中硫化物往往是
连铸坯外裂和内裂的根源之一，钢中硫含量
控制越低，连铸坯质量改善越明显。由此可
见，高质量的钢材必须尽可能降低其中的硫
含量，使之达到超低水平。
目前，太钢普碳钢生产工艺路线为铁水
预处理 -转炉 -LF炉（或 RH）-连铸。在这
些工序中，铁水预处理和 LF炉同时具备脱
硫能力，通过这两个工序处理后，2013年普
碳钢成品 S含量远低于目标要求。以 Q235B
为例，2013全年平均硫含量为 0.0098%，而
成品 S含量要求为≤0.020%。在脱硫处理
上表现为过处理，存在降低脱硫剂消耗的空
间。因此，本文从降低脱硫成本的角度，对脱
硫工艺进行了优化研究。
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选取 Q235B为试验钢种，其主要化学
成分如表 1。
由表 1可知，Q235B的目标 S含量控制
范围为≤0.020%，目前的控制 水 平 在
0.0098%。因此，可以考虑在铁水预处理和
LF的其中一个工序不脱硫或者少脱硫，起
到降低生产成本的作用。基于此，本文设计
了两套脱硫优化方案，具体如下：
第一种脱硫优化方案：铁水预处理不脱
硫，全部在 LF脱硫。即当铁水中的 S含量≤
0.02%时，预处理可以不进行脱硫处理，直接
兑入转炉。
第二种脱硫优化方案：铁水预处理工序
进行脱硫轻处理，抵消掉转炉过程中的增
硫，在 LF中不进行脱硫处理或少脱硫处理。
表1 Q235B主要化学成分/%
C Si Mn P S
0.12～0.20 0.12～0.30 0.30～0.65 ≤0.030 ≤0.020
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2018年第1期
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3.1方案 1试验结果
通过此方案的实施，预处理脱硫剂的消
耗大幅度降低。但是经过 3个月的运行后发
现，由于废钢增硫，当铁水硫含量在 0.015%
以上时，按照平均增硫量为 0.007%考虑，转
炉炉后硫含量大大高于 0.02%，到 LF炉后
需要进一步脱硫。由于 LF炉脱硫前需要加
铝进行脱氧，脱硫成本较高，这就导致虽然
预处理脱硫成本降低，但是预处理 +LF炉
的脱硫成本并未达到最小。方案 1试验 3个
月，预处理结束后 S含量平均为 0.0166%，
转炉出钢 S含量平均为 0.0223%，LF处理
结束 S含量平均为 0.0106%。
3.2方案 2试验结果
由于 LF炉脱硫成本较高，所以又进行
了预处理轻处理，保证 LF炉不脱硫或少脱
硫的试验。即将预处理处理后铁水硫含量控
制在 0.01%以下，废钢平均增硫 0.007%，LF
炉到站硫含量平均在 0.0017%以下，LF炉
可以不用进行进一步脱硫，起到了降低生产
成本的作用。
现工艺与优化后工艺各工序硫含量对
比如表 2和图 1所示。
3.3现工艺和优化后工艺成本对比
工序 预处理处理后 转炉炉后 LF炉出站 数据来源
现工艺 0.0166 0.0223 0.0106 2014年 3～5月数据
优化后 0.0104 0.0176 0.0142 2014年 6～8月数据
表2 现工艺与优化后工艺各工序硫含量对比/%
3.3.1方案 1工艺脱硫成本
现行工艺铁水在预处理不进行处理，按
照铁水前期硫 0.020%，废钢增硫 0.007%考
虑，转炉出钢 S含量为 0.027%，为保证
Q235B成 品 S含 量 要 求 ，LF炉 需 加 入
0.45kg/t铝丸，石灰 1.5kg/t用于脱硫，同时
加入脱硫剂后，需要进行强搅拌，按照 9min
计算，正常温降约为 15℃，同时需要送电
7.5kWh/t来弥补这部分温度损失。
3.3.2方案 2优化后工艺脱硫成本
按照铁水前期 S含量为 0.020%，处理
终点 S≤0.01%计算，KR脱硫剂平均加入量
为 1284kg/罐，这样按照转炉正常增硫量
0.007%考虑，转炉出钢硫含量≤0.02%，LF
炉无需再进一步脱硫。
按照 KR脱硫剂 1200元 /t，铝丸 16000
元 /t，石灰 500元 /t，电 0.5元 /kWh计算，现
行工艺脱硫成本为 11.7元 /t，优化工艺后的
脱硫成本为 7.78元 /t。两工艺脱硫吨钢消耗
对比如表 3所示。
3.4两种方案对生产的影响
3.4.1方案 1对生产的影响
普碳钢预处理不进行处理，那么当普碳
钢产量较大时，预处理不处理的比率较高，
以 4月份为例，预处理直上比例达到
57.2%，造成预处理作业率较低。
由于普碳钢连铸连浇炉数多，且当普碳
钢产量大时，3#连铸机和 4#连铸机同时拉
图 1 方案 1和方案 2各工序 S含量对比
方案 1
方案2
LF处理结束转炉出钢预处理结束
0.03
0.02
S含量
/%
0.00
0.01
18! !
太钢科技
表3 现行和优化后工艺脱硫消耗对比/元·t-1
钢的机率较大，这就需要一个 LF炉保一个
连铸机，又因为普碳钢连铸拉速快，LF的处
理时间较短，而现工艺 LF炉到站后需要进
一步脱硫，导致 LF炉的处理时间将更加紧
张。
LF炉脱硫受很多条件影响，如转炉下
渣量、到站温度、钢包底吹等条件影响较大，
当这些条件有一项无法保证时，LF炉脱硫
难度将增大，脱硫时间将变长。
3.4.2方案 2对生产的影响
普碳钢预处理进行轻处理，由于 KR脱
硫主要受搅拌头寿命影响，其余因素影响较
小，所以脱硫时间和消耗相对比较稳定，可
保证在规定的时间处理完。
LF炉到站硫含量平均值满足要求，LF
炉不用强制进行脱硫，调整好成分和温度即
可上连铸，LF炉需要的处理时间较短。
由于 LF炉不需要脱硫，减少了脱硫造
成的温降，可提高转炉直上连铸比例。
综上，方案 1由于在铁水满足直上条件
后，预处理不进行处理，导致预处理作业率
低，LF炉作业率高，两个工序生产不平衡，
当 LF炉到站硫高时，需要脱硫，导致 LF炉
处理时间延长，成本升高，且由于 LF炉脱硫
受很多条件影响，当有一项保供不好时，脱
硫会变得更加困难，成本和时间会相应升
高。
方案 2预处理进行轻处理，LF炉到站
硫降低，LF炉不需脱硫或只需少量脱硫，两
个工序的生产更加平衡，LF炉脱硫成本降
低，且当转炉出钢条件合适时，即可直上连
铸。
!
!"
（1）铁水预处理不脱硫，在 LF全部脱硫
的试验方案，操作要求高，难度大，受外部因
素影响大，降低的成本无法达到预期效果。
（2）铁水预处理轻处理，LF不脱硫处理
的方案，生产平衡，在实际生产中更具操作
性，且脱硫成本降低，适合在生产中推广。
#$%&
[1]知水.炉外精炼[M].北京：北京大学出版社,
1993.4．
[2]蒋国昌.纯净钢及二次精炼[M].上海：上海科
学技术出版社,1996.177-263.
[3]LaehmundH.Metallurgicalproceduretoachieve
verylowphosphoruscontents[J].LaReruedeMetallur-
gy-CIT,1994,1043-1046.
[4]王祖滨,东涛.低合金高强度钢[M].北京：冶金
工业出版社,1996.93.
[5]徐匡迪.油气管线用钢的性能要求与工艺技
术进展[J].上海金属,1986,8（4）：1-11.
[6]知水,壬平,侯树庭.特殊钢炉外精炼[M].北京:
原子能出版社,1996,102.
方案预处理 LF炉
合计脱硫剂 铝耗 电耗 石灰
1 0 0.45 7.5 1.5 9.45
2 6.48 0 0 0 6.48
!"
! !
2018年第1期
摘 要 研究了退火时间对 019Cr21CuTi铁素体不锈钢显微组织、力学性能、成形性能及织构
的影响。实验结果表明，再结晶程度对延伸率的影响远大于对强度的影响。随退火时间增加，晶粒
尺寸长大导致 n值呈线性缓慢下降。当退火时间由 60s增加到 120s时，γ 纤维织构取向密度急剧
增加，这引起 r值显著提高，但随着退火时间延长，r值逐渐增加的同时△r值也小幅升高。
关键词 铁素体不锈钢 显微组织 成形性 织构
技术中心 张晶晶 周 杰
!
!"
019Cr21CuTi属超纯铁素体不锈钢，含
20.5～23wt.% Cr、0.3～0.8wt.%Cu并添加
Nb、Ti、Zr等稳定化元素。近几年来，该钢种
以其优异的耐腐蚀性能、良好的深冲性、高
的热导率、具有铁磁性及经济型的特点，逐
步替代传统的 304奥氏体不锈钢大量用于
电梯面板、餐厨具、家用电器等领域。
019Cr21CuTi的成形主要采用深拉深工艺，
要求材料具有高的塑性应变比（r值），高的
延伸率（A%）和高的应变硬化指数（n值）。
此外，为了降低制耳提高材料的利用率，还
要求低的平面各向异性指数（△r值）。大量
的研究结果表明，铁素体不锈钢冷板中的
{111}-γ 纤维织构有助于获得较大的 r值
和很小的△r值，是理想的有利织构[1-3]。织
构 具 有 遗 传 性 的 特 点 ， 通 过 调 整
019Cr21CuTi各工序生产工艺参数，控制成
品板中的再结晶织构是提高成形性能的关
键。本文采用 X射线衍射技术重点研究随退
火时间变化，019Cr21CuTi冷板中的织构演
变及其对成形性的影响。
"
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本实验所采用的 019Cr21CuTi冷轧板
取自大生产现场，成分如表 1所示。冷轧板
厚度为 0.85mm，在 980℃分别退火 0、15、
30、60、90、120、150和 180s。金相试样显微
组织观察面与轧向垂直，机械抛光后使用
25gFeCl3、25mLHCl和 100mL水配制的盐酸
氯化铁溶液侵蚀。
采用德国 Zwick/Roell公司的 Z100电
子拉伸试验机分别进行力学指标（抗拉强度
Rm、屈服强度 Rp0.2和延伸率 A50mm）及成形性
能指标（塑性应变比 r值和应变硬化指数 n
表1 实验用钢的化学成分/wt%
C N P S Cr Cu Nb Ti Si Mn
0.01 0.01 0.014 0.001 20.7 0.4 0.17 0.22 0.44 0.1
20! !
太钢科技
值）的测试。测定塑性应变 15%时的 r值，
5%～15%应变区间的 n值，按照下列公式
计算 r值、△r值和 n值：
r=（r0°+2×r45°+r90°）/4 …………（1）
△r=（r0°-2×r45°+r90°）/2 …………（2）
n=（n0°+2×n45°+n90°）/4 …………（3）
式中，r0°和 n0°、r45°和 n45°及 r90°和 n90°
分别代表与轧向成 0°、45°和 90°的 r值
和 n值。
织构试样的制备分别用 128#、400#、
600#、800#和 1000#砂纸打磨至中心层，再使
用盐酸氯化铁溶液腐蚀试样表面去掉应力
层。采用 PANalytical公司生产的 X’Pert
PROMPD型 X射线衍射仪对不同时间热处
理的试样进行织构分析，Mo靶 Kα 线衍射
测量样品的{110}、{200}和{211}3个不完整
极图计算获得取向分布函数图（ODF）。
!
!"#$%&'
3.1金相组织
图 1为 019Cr21CuTi不锈钢退火不同
时间后的金相组织。图 1（a）为典型的轧制
带状组织，变形带弯曲，晶界较模糊，在变形
带内部，大面积的排列规则的晶内剪切带清
晰可见，剪切带呈典型的“鱼骨状”，与轧制
方向之间的角度为 30～40°。图 1（b～h）为
图 1 019Cr21CuTi不锈钢退火不同时间后的显微组织
（a）0s；（b）15s；（c）30s；（d）60s；（e）90s；（f）120s；（g）150s；（h）180s
（a） （b） （c）
（d） （e） （f）
（g） （h）
50μm50μm
50μm50μm50μm
50μm 50μm 50μm
!"
! !
2018年第1期
图 2 019Cr21CuTi不锈钢 Rm、Rp0.2和 A50mm
随退火时间的变化
35
30
25
20
15
10
5
0
A50mm/%A50mm
Rm
Rp0.2
180
A50mm/%
时间/s
160140120100806040200
300
400
500
600
700
800
900
1000
1100
Rm和
Rp0.2/MPa
不同退火时间后的金相组织。随着退火时间
延长，金相组织仍然呈带状，但变形带变长
变宽，晶界数量减少，晶内剪切带依然清晰
可见；退火时间为 30s时，组织依然由大量
拉长的带状组织组成，但是在部分变形带的
晶界附近，尤其是在变形带末端相接触的晶
界附近开始出现细小的再结晶晶粒，说明试
样已经开始发生再结晶。当退火时间达到
60s时，仅有少量变形带未发生再结晶，并且
再结晶晶粒尺寸明显长大，如图 1（d）所示。
再结晶晶粒的晶界明显向相邻变形带弓出，
表明再结晶晶粒的长大是依靠吞并相邻变
形带实现的，此外，在部分变形带的内部也
出现了少量的再结晶晶粒。90s时，已经形
成了完全的再结晶组织，但是仍然能看到许
多椭圆形晶粒，等轴化较低，平均晶粒尺寸
约为 25μm；当退火时间达到时，再结晶晶
粒略微长大，晶粒大小均匀，再结晶晶粒的
等轴化程度明显提高，平均晶粒尺寸为
30μm。此后，随退火时间延长，晶粒尺寸持
续长大。当退火时间达到时，再结晶晶粒大
小严重不均，最大晶粒尺寸～80μm，最小
只有～10μm。
3.2力学性能
图 2为 019Cr21CuTi不锈钢抗拉强度
（Rm）、屈服强度（Rp0.2）和延伸率（A50mm）随退
火时间的变化。可以看到，当退火时间小于
等于 60s时，随退火时间增加，Rm和 Rp0.2急
剧下降，A50mm从 0增加至 11.5%，这主要归
结于该阶段试样内部发生了静态回复及再
结晶，如图 1（a～c）所示。当退火时间由 60s
增加到 90s时，随着再结晶程度的提高（图 1
（c）和（d）），Rm和 Rp0.2继续下降，但下降速
率放缓，A50mm则急速升高至 28.5%，其增速
明显高于前一阶段，这说明再结晶程度对
A50mm的影响远大于对强度的影响。当退火时
间超过 90s时，Rm和 Rp0.2随退火时间增加
均略微下降，而 A50mm略微上升；退火时间达
到 120s时，Rm和 Rp0.2分别达到 476MPa和
310MPa，A50mm达到 32.7%。此后，随退火时
间延长，Rm、Rp0.2和 A50mm均小幅下降。强度
下降可以归结于晶粒持续长大（图 1（f～h））
导致晶界数量变小，对位错运动的阻碍作用
变弱。
3.3成形性能
图 3（a）为 019Cr21CuTi不锈钢平均应
变硬化指数（n值）随退火时间的变化。可以
看到随退火时间增加，n值呈线性缓慢下
降，下降速率约为 3×10-4/s。结合图 1（e～
h）， 可 以 发 现 晶 粒 尺 寸 增 加 不 利 于
019Cr21CuTi超纯铁素体不锈钢的应变硬
化。
图 3（b）为 019Cr21CuTi不锈钢平均塑
性应变比（r值）和平面各向异性指数（△r
值）随退火时间的变化。从图中可以看出，r
值随退火时间的增加持续增加，增速最快的
区间为 [90s,120s]，120s时 r值达到 1.65，比
90s时的该值提高了 10.6%，之后增速放缓。
△r值随退火时间的延长也持续增加，但变
化幅度小于 r值。材料的拉伸性能是由突缘
部材料的流入阻力和冲头肩部材料的破断
22! !
太钢科技
图 3 019Cr21CuTi不锈钢 n值、r值和△r值随退火时间的变化
形，且在冲头肩部强化越大的材料，拉深性
越好。r值是垂直于拉伸方向的收缩量与板
厚减少量之比，故 r值越高，其宽度方向越
易收缩，板厚方向越难减少，拉深性能越好。
提高 n值可以提高冲头肩部材料的破断强
度，增加材料变形的均匀性，也有助于获得
高的拉伸性能。△r值越大，凸耳越严重，拉
深后的切边高度增加，造成材料消耗，应尽
量避免[4]。为了提高 019Cr21CuTi不锈钢的
拉伸性能，从增加 r值和 n值，降低△r值的
角度考虑，980℃退火 90～120s的热处理工
艺最佳。
3.4取向织构
图 4为 019Cr21CuTi不锈钢退火不同
时间后的宏观织构。从图 4（a）可以看到初
始冷轧织构以 α 纤维织构为主，最强组分
位于 φ=0～20°，即（115）[110]附近，其峰
值强度达到 19.6。其次冷轧板中还有较强的
旋转立方织构（001）[110]，其取向密度 f（g）
=17.2，而 g纤维织构非常微弱，主要集中于
（111）[011]取向。冷轧板退火 15s后，α 纤
维织构依然占主导地位，但与初始冷轧织构
相比，最强组分沿 α 取向线下移 Δφ≈
20°位于（112）[110]附近，次强点位于 φ≈
45°接近 γ 取向线的（223）[110]附近，旋转
立方织构强度依然较高。退火 30s后，α 纤
维织构的最强取向已完全被（223）[110]取
代，其取向密度 f（g）=30.3，并且形成了弱的
完整的 γ 纤维织构，旋转立方织构则显著
弱化。
退火 60s后，α 纤维织构强度大幅下
降，γ 纤维织构变成主要的织构类型。结合
退火过程中的显微组织演变，如图 1（a～d）
所示，可以发现，019Cr21CuTi不锈钢的回复
再结晶过程伴随着 α 纤维织构强点逐渐下
移靠近 γ 取向线，α 纤维织构强度减弱 γ
纤维织构强度增强的织构转变。然而，退火
60s试样中的 γ 纤维织构并不均匀，且峰值
发生了明显的偏离，最强点位于偏离（111）
[112]的（554）[225]取向，其欧拉角为（90°，
50°，45°），取向密度 f（g）=14.6，次强点位
于偏离（111）[121]的（334）[483]取向，其欧拉
角为（26°，48°，45°），织构的弥散化程度
较高。根据再结晶织构的晶界形核理论[5]，γ
纤维织构中的 {111}<110>取向和{111}
<112>取向之间存在着 30°<111>取向关
系，即∑13b重位置点阵晶界，在再结晶形
核过程中，{111}<110>取向和{111}<112>取
向的晶核将分别在冷轧基体的{111}<112>
取向和{111}<110>取向处形成并择优生长，
从而形成强的 γ 纤维织构，019Cr21CuTi在
不锈钢冷轧及回复态试样中均未观察到强
0.550
0.525
0.500
0.475
0.450
△r值
时间/s
180135 16515012010590
时间/s
18016014012010090
1.45
r值
1.50
1.55
1.60
1.65
1.70
1.75（b）（a）
n值
0.24
0.22
0.20
0.18
0.16
!"
! !
2018年第1期
的{111}<112>取向，如图 4（a～c）所示，因
此，再结晶后的 γ 纤维织构并不均匀，{111}
<112>取向占主导地位。γ 纤维再结晶织构
明显偏离 {111}<112>组分归因于冷轧织构
的主要组分偏离 {111}<110>取向一定的角
度。
随着退火时间的延长，α 纤维织构强
度逐渐下降，γ 纤维织构强点的位置并没有
发生根本改变，但取向密度明显增强。这是
因为{111}取向晶粒在再结晶初期的形核，
比其它取向晶粒生长的更大直到再结晶结
束，随后由于尺寸效应，{111}取向晶粒吞并
其它取向的晶粒择优生长[6]，结合图 1（e～
h）和图 4（e～h）也可以看到随着晶粒尺寸
的长大，γ 纤维织构强度增加。铁素体不锈
钢平均塑形应变比（r值）与{111}取向强度
成正比[7]，这也从理论上解释了 019Cr21CuTi
不锈钢 r值随退火时间的延长逐渐增加的
实验结果，如图 3（b）所示。（334）[483]和
（554）[225]取向与{111}<112>相比，具有较
大的平面各向异性[3]，随退火时间增加，偏离
γ 取向线织构强度的增加可能导致了△r
值的小幅升高。
!
!"
（1）再结晶程度对 019Cr21CuTi不锈钢
延伸率的影响大于对强度的影响。
（2）随退火时间增加，晶粒长大，n值呈
图 4 019Cr21CuTi不锈钢在不同退火时间下的 φ2=45°ODF图
（a）0s；（b）15s；（c）30s；（d）60s；（e）90s；（f）120s；（g）150s；（h）180s
24! !
太钢科技
线性缓慢下降。
（3）r值随退火时间的增加持续增加，增
速最快的区间为 [90s，120s]，120s时 r值达
到 1.65。△r值也随退火时间的延长持续增
加，但变化幅度小于 r值。r值和△r值的增
加可以归结于偏离 γ 纤维织构的（334）
[483]和（554）[225]取向的形成及强度增加。
（4）019Cr21CuTi不锈钢的回复再结晶
过程伴随着 α 纤维织构强点逐渐下移靠近
γ 取向线、α 纤维织构强度减弱和 γ 纤维
织构强度逐渐增强的织构转变。
!"#$
– –[1]HamadaJ,OnoN,InoueH.Effectoftextureon
r-valueofferriticstainlesssteelsheets[J].ISIJInterna-
tional,2011,51（10）:1740-1748.
[2]YazawaY,MurakiM,KatoY.etal.Effectof
chromiumcontentonrelationshipbetweenr-valueand
{111}recrystallizationtextureinferriticsteel[J].ISIJIn-
ternational,2003,43（10）:1647-1651.
[3]杜伟.冶金工艺对超低碳铁素体不锈钢微观
组织和成形性的影响[D].沈阳:东北大学,2010:5-9.
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工程解析[M].北京：北京航空航天大学出版社,2009.
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tureonr-valueofferriticstainlesssteelsheet[J].ISIJin-
ternational2001,51（10）:1740-1748.
!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!
日前，ITER计划 CC（校正场线圈）采购
包 316LN热轧钢板合同验收会召开，参会
的中科院专家对太钢生产的 316LN热轧钢
板产品质量给予高度评价。
2010年，太钢开始研制 ITER计划 CC
采购包专用 316LN热轧钢板。2013年，经公
开招标，太钢成为唯一通过 ITER国际认证
的 CC采购包 316LN热轧钢板的供应商。在
研制和认证期间，中科院合肥分院、科技部
ITER中心、ITER国际组织以及欧洲核子研
究中心（CERN）的成员每两三个月都到太钢
进行项目跟踪和交流。2016年，在欧洲举行
的全球聚变界顶级会议 SOFT大会上，以
CERN专家为主的科学家们联合发表了关
于太钢产 ITERCC316LN材料的研究论文。
2017年 4月，太钢批量生产 316LN钢
板的开工令下达；10月，顺利完成生产任
务；12月，经检验，该材料常温下拉伸、屈
服、延伸率、弹性模量、晶粒度、δ 铁素体、
磁导率等十多项检测项目全部合格，创造了
ITER产品投产以来的最好纪录。2018年 1
月，中科院合肥分院委托第三方完成常温复
检以及在 -269℃超低温状态下的性能检
测，所有项目检测结果均远高于采购规范要
求，而且高于国际认证时的产品性能。
ITERCC316LN钢板是迄今为止太钢在
生产工艺、检测项目、用户监造等多方面要
求最苛刻的产品，太钢以实力打造了产品结
构金字塔上的塔尖和高端产品皇冠上的明
珠。 （摘自相关报道）
!"
! !
2018年第1期
技术中心 王 岩 徐芳泓 曾 莉
617B原型合金是由美国国际镍合金公
司（INCOAlloysInternational）开发出来为航
空 发 动 机 非 转 动 件 使 用 的 一 种
Ni-Cr-Co-Mo固溶强化型高温合金（命名为
Inconel617），其具有优良的耐腐蚀、抗氧化
及良好的力学性能，主要应用于航空、航天、
核能及石油化工领域。20世纪 80年代，德
国 VDM冶金厂为适应西门子公司生产燃汽
轮机用材的需要，向美国购买了 Inconel617
合金的生产经营权，由此积累了合金生产、
性能以及使用的数据和经验[1-3]。进入 21世
纪，火力发电不断向提高锅炉的蒸汽压力及
温度方向发展，由目前的超超临界（600℃）
向先进超超临界（700℃）发展过渡，并且欧
美等发达国家也启动了相应的研发计划（如
欧洲 AD700计划，美国 AD760计划等），而
作为火电锅炉关键的过热器和再热器管材
也必须由目前的铁素体、奥氏体耐热钢向镍
基高温合金转变[4]。AD700计划初选了 In-
conel617合金作为主要候选材料，但是其
700℃/105h持久强度为 95MPa，不满足最低
强度 100MPa的要求。德国 VDM公司通过
提高合金纯净度，严格控制化学成分范围，
添加 B，增加 Ti、Al含量来进一步增强了高
温强化效果，改进型合金命名为 617B，其
700℃/105h持久强度为 119MPa，被作为新
一代先进超超临界（Advancedultra-super-
critical）（A-USC）锅炉过热器、再热器及大
管道主要候选材料[5-9]。
本工作通过热压缩试验方法，综合分析
应力 -应变曲线及热变形组织，最终构建了
617B合金的加工图，研究了不同变形区域
的高温变形特点和组织演变规律，确定了
617B合金适宜的热加工区间，以此为指导，
成功得到了成品管，并对其持久及组织稳定
性进行了研究。
!
!"#$%&'
合金为 Φ220mm锻态棒材，成品管尺
寸为 Φ44.5mm×10mm。617B合金的化学
成分如表 1所示。
热压缩试样经 1180℃，60min固溶处理
后机加工成 Φ8mm×12mm圆柱形试样，在
Gleebel3800热模拟试验机上进行热压缩实
验，为了对后期高温热挤压过程提供参数，
选 取 实 验 温 度 为 1120、1150、1180℃ 和
摘 要 针对 617B合金的变形特性、组织演变行为以及析出相等问题，采用 Gleeble热压缩、
SEM及持久试验方法开展研究工作，结果表明：617B合金具有较高的变形抗力，其适宜挤压加工
安全温度区间在 1165～1200℃；合金失稳存在两种形式：一种为形成绝热剪切带，另一种为完全动
态再结晶晶粒的异常生长；显微硬度随持久时间的延长先迅速提高而后趋于平稳，析出物以 γ'
为主，随着时间延长析出物有所长大，但无有害相析出，具有较高的持久性能。
关键词 先进超超临界 617B 析出
26! !
太钢科技
1210℃，应变速率为 0.1、1、10s-1和 20s-1，真
应变量为 0.8。采用线切割方法将变形试样
沿轴向中心剖开，在 ZEISSAX10光学显微
镜下观察合金金相组织，用截线法测量晶粒
尺寸。持久及析出行为采用 SEM、显微硬度
检测仪及持久试验机进行。
!
!"#$%
2.1真应力 -真应变曲线
图 1为 617B合金不同温度及应变速率
下的真应力 -真应变曲线。可以看出，所有
变形条件的曲线形状基本一致：即在开始变
形阶段，应力随应变量的增加而迅速增大，
达到峰值后开始下降。617B合金由于固溶
了大量合金元素，使材料的层错能降低，抑
制了位错的交滑移，导致变形开始阶段位错
迅速积累，使合金具有较大的变形抗力，但
局部密度过大并且不均匀的位错分布有利
于动态再结晶的形核，所以具有较短而剧烈
的加工硬化阶段。随着动态再结晶组织的发
展，软化作用明显增强，当软化硬化程度相
同时，流变曲线达到峰值，随着加工的进一
步进行，动态再结晶比例继续增大，流变应
力降低，但在新形成的再结晶晶粒内同样存
在着加工硬化，当软化硬化再次达到平衡
时，流变曲线进入稳态阶段。617B合金在所
有条件下的流变曲线表现出典型的“加工硬
化 +动态再结晶软化”特点，并且试样宏观
表1 617B合金化学成分质量分数／％C Al Ti Cr Co Mo B O N S Ni
0.047 1.21 0.44 22 12.14 9 0.004 0.0009 0.0030 0.0005 Bal
图 1 617B合金不同温度及应变速率条件下真应力 -真应变曲线
（a）0.1s-1；（b）1s-1；（c）10s-1；（d）20s-1
0.2
TrueStrain
0.4 0.6 0.8 1.0
TrueStress/MPa
200
150
100
50
0
0.1s-1
1120℃
1150℃
1180℃
1210℃
300
TrueStress/MPa
250
200
150
100
50
0
1s-1
0.2
TrueStrain
0.4 0.6 0.8 1.0
1120℃
1150℃
1180℃
1210℃
0.2
TrueStrain
0.4 0.6 0.8 1.0
1120℃
1150℃
1180℃1210℃
20s-1
1s-11s-1
500
TrueStress/MPa
450
400
350
300
250
200
150
100
50
0
1120℃
1150℃
1180℃1210℃
10s-1
0.2
TrueStrain
0.4 0.6 0.8 1.0
TrueStress/MPa
450
400
350
300
250
200
150
100
50
0
!"
! !
2018年第1期
图 2 不同应变速率条件下真应力 -真应变曲线
（a）1120℃；（b）1210℃
形貌均未出现开裂现象。
图 2为相同温度，不同应变速率条件下
的应力 -应变曲线。各曲线变化形式基本展
现出同样规律：在变形初始阶段，应力值迅
速提高，塑性变形使材料内部的位错密度及
畸变能显著增加，材料的加工硬化占主导地
位。随着应变量继续增加，位错可以以交滑
移、攀移等方式进行运动，并使部分位错消
失或者重新排列，奥氏体的回复和多边形化
都能使材料软化，随着变形累积位错的消失
速度增加，反映在应力 -应变曲线上，即随
着变形的发展屈服应力增加趋势减缓，直到
应力达到最大值。当应力达到峰值后开始下
降，并达到相对稳定状态，此时材料发生动
态再结晶，动态再结晶晶粒会在晶界、亚晶
界、孪晶界、位错胞壁等处形核长大，使材料
畸变能大幅度释放，位错密度显著降低。总
体来讲，随着应变速率提升，变形抗力增加。
2.2加工图与微观组织分析
为了更好研究 617B合金热变形行为，
特别是揭示合金在不同条件下的变形机制，
分析宏观流变曲线和微观组织间的内在关
联性，为实际生产过程选择可靠的热加工区
间，需要建立加工图。目前广泛使用的是
Prasad等提出的动态材料模型（Dynamic
MaterialModel，DMM）[10-12]，这一模型将热加
工系统看作一个整体，外界载荷提供的能量
注入会在加工过程中被坯料以耗散形式消
耗，耗散的能量分为两部分：主要表现为加
工产热的耗散量 G（content）和组织演化所
消耗的能量 J（co-content），通过分析两种耗
散方式所占的比例来推断相应的热变形机
制，并推导出应变速率敏感指数 m及功率
耗散效率 η 的计算公式。
式中：m为应变速率敏感指数；σ 为真
应力；! 为应变速率。η 是一个关于温度、
应变和应变速率的三元变量，在应变量一定
的条件下，作 η 与温度和应变速率的关系
图，即可得到功率耗散图。但是在建立耗散
图的同时，还必须考虑到流动失稳问题。根
据 Ziegler提出的加工失稳判据，Prasad（已
在前面添加）给出了计算材料发生塑性流动
失稳的条件为：
η= JJmax
=2mm+1
m=!J"G
#$
%&
=σ
σ!
!
=!
'(
)*
=σ
σ +（ln,）-（ln.）
……………（1）
…………………（2）
/
!
!（）!
0ln12ln= （m/（m+1））+m<0 ……（3）
!
ξ 同样是一个关于温度、应变和应变
350
300
250
200
150
100
50
0
1210℃
0.2 0.4 0.6 0.8 1.0
TrueStrain/!
0.2 0.4 0.6 0.8 1.0
TrueStrain/"
0.1s-1
1s-1
10s-120s-1
1120℃
0.1s-1
1s-1
10s-120s-1
500
450
400
350
300
250
200
150
100
50
0
TrueStress，σ/MPa
TrueStress，σ/MPa
28! !
太钢科技
速率的三元变量，在应变量一定的条件下，
作 ξ 与温度和应变速率的关系图，即可得
到失稳图。将失稳图叠加于耗散图之上即可
得到加工图（图 3）。
图 3 617B合金不同真应变加工图
（a）ε=0.4；（b）ε=0.6；（c）ε=0.8
合金加工图对制定热加工工艺具有一
定的指导性，但是要合理而准确的制定热加
工工艺，揭示合金的热变形特性，需要将加
工图与微观组织进行全面综合分析。根据高
温压缩后合金变形显微组织特征，可以将
617B合金真应变为 0.8的加工图大致分为
5个区域（如图 3c中的 A、B、C、D（1、2）、E），
其中失稳区 D区域分成两个部分。
图 4（a）为 617B加工图 A区的变形显
微组织（1120℃/0.1s-1），为合金开始动态再
结晶区域，对应功率耗散效率为 0.26～
0.30。可以看出，晶粒明显拉长，动态再结晶
晶粒处于原始晶界处。在此条件下，其变形
机制以基面滑移为主，柱面滑移和锥面滑移
只有少部分向有利的取向运动，变形时易因
滑移系少而在晶界附近产生大的应力集中，
这种大的应力集中可加大回复动力促进孪
晶形核，形成更多的亚晶，亚晶在后续的变
形中协调变形，但是亚晶的长大不一致，导
致出现“项链”状的再结晶组织。图 4（b）为
617B加工图 B区的变形显微组织（1150℃/
0.1s-1），为合金 50%以上再结晶区域，对应
功率耗散效率为 0.30～0.33。从图中可以看
出，合金变形后其动态再结晶比例明显升
高，形成了大量的细小动态再结晶晶粒，但
是同时也存在部分未变形的原始晶粒，为混
1120 1140 1160 1180 1200-1.0
-0.5
0.0
0.5
1.0
Temperature/℃
1.0
Temperature/℃
lg(StrainRate/s-1)
lg(StrainRate/s-1)
1120 1140 1160 1180 1200
0.5
0.0
-0.5
-1.0
lg(StrainRate/s-1)
0.5
1.0
0.0
-0.5
-1.0
12001180116011401120
Temperature/℃
!"
! !
2018年第1期
晶组织。图 4（c）为 617B加工图 C区的变形
显微组织（1180℃/0.1s-1），为合金完全再结
晶区域，对应功率耗散效率为 0.33～0.35。
从图中可以看出，合金为完全动态再结晶等
轴晶组织，晶粒尺寸细小而均匀。图 4（d）、
（e） 分别为 617B加工图 D1区（1150℃
/10s-1）和 D2区（1210℃/20s-1）的变形显微组
织，D1与 D2区均位于失稳区域，但是其失
稳表现形式有所不同。从 D1区变形显微组
织可以看出，与压缩轴成某一角度区域呈现
再结晶密集区，这可能是由于材料在较高应
变速率下，局部产生的热量瞬间难以释放，
使温度升高而形成的绝热剪切带。当变形温
度与应变速率升高时（D2区），一方面，由于
变形温度的提升，使合金动态再结晶发生的
更加完全[13-17]；另一方面，由于合金导热系数
的增加以及变形温升的综合作用，大量的形
变热能更易大范围传导，并且可能会对合金
发生动态再结晶以及晶粒生长的贡献度大
幅提升。因此，D2区变形显微组织呈现完全
动态再结晶晶粒长大甚至晶粒异常生长现
象。图 4（f）为 617B加工图 E区的变形显微
组织（1180℃/20s-1），虽然此区域对应的功
率耗散效率为 0.27左右，其功率耗散效率
值应位于开始动态再结晶组织范围内，但是
通过上文分析，在一定条件下，形变热能对
组织转变应具有较大贡献。所以，在温度、应
变速率等因素处于较为合理区间时，同样可
以获得细小均匀的变形组织。同时可以看
到，在本实验参数范围内，617B合金加工安
全通道的温度范围在 1165～1200℃之间。
2.3组织稳定性及持久行为分析
图 4 617B合金热变形显微组织
（a）1120℃/0.1s-1；（b）1150℃/0.1s-1；（c）1180℃/0.1s-1；（d）1150℃/10s-1；（e）1210℃/20s-1；（f）1180℃/20s-1
通过热挤压 +冷轧方式成功生产出
617B成品管，管材尺寸为 Φ44.5mm×
10mm。图 5为 617B合金在 750℃条件下不
同持久时间近断口附近显微硬度变化曲线。
可以看出，在 2000h以内硬度明显上升，当
超过 2000h时，硬度趋于平稳。
图 6为 617B合金在 750℃持久条件下
近断口附近析出物。可以看出，随着时间的
延长析出物（Ni3AlTi）逐渐长大，但是其形貌
未发生改变，未发现有害相，具有较强的组
织稳定性。
图 7为 617B合金在 750℃时持久强度
曲线。采用等温线外推法对持久数据进行外
推，结果表明，太钢 617B管材在 750℃外推
（e）
100μm
（c）（b）（a）
（f）（d）
30! !
太钢科技
100000h持 久 强 度 为 104.7MPa， 高 于
VdTüV485最低标准（65MPa）要求，优于德
国 VDM所公开数据，满足使用要求[18]。
!
!"
通过加工图与微观组织综合分析，617B
合金加工安全通道的温度范围在 1165～
1200℃之间。
对于 617B合金，其变形失稳存在两种
形式：一种为形成绝热剪切带；另一种为完
全动态再结晶晶粒的异常生长。
显微硬度随持久时间的延长先迅速提
高而后趋于平稳，析出物以 γ’为主，随着
时间延长析出物有所长大，但无有害相析
出，具有较高的持久性能。
图 5 617B合金显微硬度曲线
图 6 析出物形貌 （a）4817h；（b）10863h
（a） （b）
图 7 持久强度外推曲线
101 102 103 104 105
Rupture time/h
500500450400
350
300
250
100
50
150
200
TlSCO750℃
VDM 750℃
200nm
250
200
1500 2000 4000 6000 8000 10000 12000
Stressrupturetime/h
Hardness/HV
Stress/MPa
!"
! !
2018年第1期
!"#$
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32! !
太钢科技
技术中心 张心保
摘 要 综述了活性焊剂助焊技术（主要是 A-TIG技术）在国内外的研究及应用现状，总结了
活性焊剂助焊技术的相关机理。对活性焊剂助焊技术在不锈钢焊接中的应用进行了研究及试验，
结果表明，在相同的焊接规范下，采用活性焊剂可以有效的增加焊缝的熔深。最后对活性焊剂的研
究及应用前景进行了总结。
关键词 A-TIG 活性焊剂 不锈钢焊接
!
!"
助焊剂 TIG焊技术（A-TIG）最早是由
乌克兰巴顿焊接研究所在 20世纪 60年代
提出的，但在 20世纪 90年代末期才受到欧
美国家的高度重视，同传统的 TIG焊相比，
在相同的规范下活性化焊接能够大幅度地
提高生产率、降低生产成本，而无需更换生
产设备。A-TIG焊的主要应用材料已经从最
初的钛合金扩展到不锈钢、碳钢和高温合金
等材料，应用范围日益扩大。而我国 A-TIG
焊技术的研究和开发才刚刚开始。
普通 TIG焊广泛用于有色金属（钛合
金、铝合金等）、不锈钢和高温合金等的焊接
生产，在惰性气体的保护下可以获得高质量
的焊接接头。但 TIG焊的主要不足是其单道
可焊厚度小（3mm）、焊接效率低。对于厚度
较大的焊件，需要开坡口或进行多层焊。因
此目前 TIG焊多用于薄件或多层焊的打底。
助焊剂 TIG焊技术（A-TIG）能够解决
上述问题。A-TIG焊最早是南乌克兰 E.O.
Paton焊接研究所（PWI）在 60年代开发的
技术，并在前苏联用于能源、化工和航空航
天工业的焊接生产中。
A-TIG焊的主要优点有：
（1）操作简单、方便、成本低。A-TIG使
用特殊研制的助焊剂（也称为活性剂），在焊
前涂敷到被焊工件的表面，使用普通的 TIG
焊焊接设备和参数规范就可以进行焊接。焊
后附在焊缝表面的熔渣可以简单地采用刷
洗的方法去除，不会对焊缝产生污染。
（2）大幅度地提高焊接效率、降低焊接
成本。在焊接规范参数不变的情况下，与常
规 TIG焊相比，A-TIG焊可以提高熔深一倍
以上（对于 12mm厚度不锈钢可以单道一次
焊透），而且不增加正面焊缝宽度。因此对于
中等厚度的材料可不开坡口一次焊透，对于
更厚的焊件则可以减少焊道的层数。图 1是
常规 TIG焊与 A-TIG焊接试板厚度与完成
焊件所需时间关系对比。
对于薄板采用 A-TIG焊可以提高焊接
速度，或者使用小规范焊接，减小热输入及
减小焊接变形。图 l示出焊接不锈钢厚板 lm
长焊缝各种焊接方法所需的焊道层数和焊
接时间对比，可以看出，A-TIG焊对减少焊
道层数和缩短焊接时间有明显的效果。图 2
!!
! !
2018年第1期
示出了 6mm厚度不锈钢板在相同的焊接规
范下使用 TIG焊工艺和 A-TIG焊工艺的熔
深对比情况。
（3）提高焊接质量。A-TIG焊通过在同
等速度下采用小规范，可以有效地减少焊接
变形。通过调整活性剂的成分，可以改善焊
缝的组织和性能。此外，钛合金活性化焊接
能够消除常规 TIG焊所表现出的氢气孔，也
可以净化焊缝（降低焊缝中的含氧量）。对于
表面清理不当、保护出现问题或者潮湿气候
下的焊接，钛合金常规 TIG焊缝中容易出现
气孔，而采取活性化焊接后，没有出现气孔。
图 3示出 l.2mm厚度钛合金板对缝焊接时
气孔产生情况，在未涂敷活性剂区域，焊缝
中产生了较多量的气孔，而涂敷活性剂区域
没有产生焊接气孔。
（4）焊缝正反面熔化成形好。A-TIG焊
得到的焊缝，其正反面熔化宽度比例更趋合
理，熔宽均匀稳定，由于焊件散热条件变化
或者夹具(内涨环)压紧程度不一致所导致的
背面出现蛇形焊道及不均匀熔透(或非对称
焊缝)的程度减低，对保证焊缝使用性能有
利。
（5）适用范围广泛。A-TIG焊最初是开
发用来消除钛合金焊缝气孔，后来应用在提
高钛合金的熔深和焊缝性能上。目前 A-TIG
图 1 常规 TIG焊与 A-TIG焊接厚度与时间关系对比
图 2 普通 TIG焊和 A-TIG焊工艺熔深的对比
（a）普通 TIG焊熔深 （b）A-TIG焊熔深
试板厚度/mm
10 15 20 25 300
100
50
常规TIG焊
A-TIG（1层）
A-TIG（2层）
等离子（1层）
时间
/min
（3）
（4）
（5）
（9）
（11）
34! !
太钢科技
焊可以用在钛合金、不锈钢、镍基合金、铜镍
合金、碳钢上，PWI还开发了相关的药芯焊
丝用于 MIG焊。
A-TIG焊可以广泛地用于航空、航天、
造船、锅炉和汽车车辆等应用上述材料需要
高质量焊缝的场合。
!
!
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2.1“电弧收缩”理论
针对 A-TIG焊发生的明显的电弧收缩
现象，人们在电弧方面做了较多的研究，并
认为“电弧收缩”对熔深增加有很大的影响。
“电弧收缩”理论认为：活性剂在电弧高
温下蒸发后以原子态包围在电弧周边区域，
由于电弧周边区域温度较低，活性剂蒸发原
子捕捉该区域中的电子形成负离子并散失
到周围空间。负离子虽然带的电量和电子相
同，但因为它的质量比电子大得多，不能有
效担负传递电荷的任务，导致电场强度 E减
小，根据最小电压原理，电弧有自动使 E增
加到最小限度的倾向，结果造成电弧自动收
缩（如图 4所示），电弧电压增加，热量集中，
用于熔化母材的热量也增多，从而使焊接熔
深增加。
在相同的亲合能条件下，解离温度越高
越有利于电弧收缩。比如，氟比氯更有利于
电弧收缩。氧化物也有类似的效果，虽然它
图 3 涂敷活性焊剂钛合金厚板焊缝产生气孔的影响
们的电子亲合能比卤化物小，但其解离温度
比卤化物高，故其电弧收缩效果不一定比卤
化物小。
电流增加会提高电弧温度，负离子形成
机率相对减少，解离机率也将减少，故电弧
收缩倾向下降。文献指出：在用活性剂焊接
超过 8mm的钢板时，由于需要大的电流，而
活性剂随电流的增加更大程度地由弧柱中
心向电弧周围扩散并散失，当电流超过一定
值时，活性剂完全扩散，不再起作用。另外，
焊接速度增加会降低热输入，负离子形成机
率也有一定增加。
虽然负离子出现对于电弧收缩是一个
很好的解释，可是由于负离子本身的特性和
试验手段的缺乏，负离子理论也只是一个未
经过实践证实的学说而已。
图 4 负离子引起的电弧收缩
!"
! !
2018年第1期
2.2“阳极斑点”理论
“阳极斑点”理论认为，在熔池中添加硫
化物、氯化物、氧化物后，熔池上的电弧阳极
斑点出现明显的收缩，同时产生较大的熔
深。
对于这种现象，文献认为，添加活性剂
后，熔池产生的金属蒸汽受到抑制，由于金
属粒子更容易被电离，在金属蒸汽减少的情
况下，只能形成较小范围的阳极斑点，电弧
导电通道紧缩，在激活了熔池内部电磁对流
的同时，熔池表面的等离子对流减弱，从而
形成较大的熔深。这种解释对非金属化合物
型的活性剂较有说服力，但对金属化合物却
不适用。
V.S.MECHEV还认为，在阳极区，一个
类似中空的负离子空间分布(实际上是一个
静电棱镜)由于受到前向收缩力而压缩阳极
区的电子流朝阳极运动，从而引起了阳极势
能的大大削减，最终大幅度提高了阳极区的
电流密度。其压缩程度取决于某个长度范围
内的电场能，而这个长度又取决于空间电荷
中负离子的浓度和它的几何形状。
实际研究中，负离子未能得到证实，而
阳极斑点变化可以由观察证实，所以后者应
该更具说服力，但不能排除负离子的合理
性。
2.3“表面张力”理论
“表面张力”理论认为，熔池金属流动状
态对焊缝的熔深起到相当大的作用，一般的
焊缝金属，其熔化状态下的表面张力具有负
的温度系数，熔池的表面形成从熔池中心向
熔池周边的表面张力流，结果得到浅而宽的
焊缝；当熔池金属中存在某种微量元素或接
触到活性气氛时，熔池液态金属的表面张力
数值降低并转变为正的温度系数，从而使熔
池金属形成从熔池周边向着熔池中心的表
面张力流，熔池中心的电弧热量通过液态金
属的流动直接传向熔池底部，对熔池底部的
加热效率提高，形成更大的熔深。
图 5是表面张力系数分别为正和负时
对熔池和熔深的影响示意图，从图中可以看
出，正的表面张力系数有利于熔深的增加，
而负的则相反。
图 5 熔池表面张力对熔池和熔深的影响
在研究活性剂对焊接熔深的变化时，用
熔池谐振法测得焊接熔池表面张力及其变
化。用 1mm厚的 SUS304不锈钢板作 A-TIG
焊试验，结果发现，活性剂 TiO2、SiO2涂敷在
焊件表面较大幅度降低了焊接熔池表面张
力，且活性剂涂敷量对熔池表面张力存在影
响，当涂敷量大于 0.7mg/cm2后熔池表面张
力的变化出现饱和。
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$%&'()*
活性化焊接技术在国外已经受到广泛
的重视，如英国焊接研究所（TWI）、美国爱
迪生焊接研究所（EWI）、乌克兰的巴顿焊接
研究所（PatonWeldingInstitute）、日本的大
阪大学，荷兰、巴西、新加坡等的一些知名大
学，也包括一些大的公司如日本的神户制钢
等。他们的研究主要是针对两方面：（1）适合
于特定焊接材料的活性剂产品；（2）活性剂
熔池断面
熔池表面
表面张力
表面张力
温度温度
36! !
太钢科技
图 6 A-TIG焊接镍基合金环形焊缝及熔深情况
的作用机理。国外市场已有不锈钢焊接活性
剂产品出售，但是所有的这些研究都是保密
的，尤其是活性剂成分这一点，由此也可以
看出这些国家对该项研究应用前景重视的
程度。
目前国外在活性化焊接方面研究工作
做的比较集中的是设立在 EWI的海军连接
中心（NavyJoiningCenter-NJC）。NJC现在
针对以下几种材料进行了研究：（1）不锈钢
（如，316，347，409，410）；（2）镍基合金（如
Alloys600，625，690，7l8，800）；（3）碳钢和低
合金钢 （如 A36，SA-178C，21/4Cr-1Mo，
X80）；（4） 铜 -镍 合 金（70-30Cu-Ni，
90-l0Cu-Ni）；（5） 钛 合 金 （ 纯 钛 和
Ti-6Al-4V）。其中 NJC研制的用于不锈钢
的活性剂已经商业化并注册 （名称为
FASTIGSS7），其针对不锈钢和镍基合金的
活性剂已经应用到海军飞行器（Newport
NewsShipbuilding）和驱逐舰箱体（BathIron
Works）等造船厂或给海军提供零部件的工
业用户中（TIG焊）。海军造船厂和工业用户
反馈的信息是他们从使用 TIG焊活性剂中
得到了性能和成本方面的好处。通过使用
TIG焊活性剂，能够大幅度降低生产周期
（达到 50％)，熔深最大可达普通 TIG焊的
300％，同时能够降低散热条件变化的敏感
性（可能导致不均匀的熔透或形成非对称的
对接焊缝），降低热输入和焊接变形。
NJC发现一般的活性剂由于量非常少，
不会改变焊缝的化学成分和机械性能，但用
于不锈钢 304的活性剂，在某些应用场合可
能产生凝固裂纹和降低韧性。
NJC的产品是以粉末的形式提供的，同
丙酮或其他挥发性物质混合，形成浆糊状涂
到接头的表面，厚度大约为 0.005in，也就是
厚到看不到焊缝为止，如图 6所示。涂层的
宽度比焊缝稍宽；涂层可以使用酸性刷子或
者使用喷漆器喷射到焊缝的表面，新的敷料
器正在开发过程中。焊后，活性剂分解形成
熔渣，通过研磨刷将其清理下去。
EWI目前拟在民用飞机上更多地采用
焊接工艺，确定了 3项焊接方法，一是激光
焊接，二是搅拌摩擦焊，三是活性化焊接。此
外，对活性剂用于焊缝根部保护也在研究
中。
国内对 A-TIG焊技术的研究在 2000
年左右开始，目前只是集中在高校和研究
所，还没有推广到实际生产，在某些部门用
从国外购买的活性剂焊接钛合金和不锈钢。
哈尔滨工业大学现代焊接生产技术国
家重点实验室进行了 A-TIG焊机理和配方
的研究，开发了相关的不锈钢和钛合金助焊
剂，并采用光谱分析和高速摄像等手段对上
述机理进行了验证和研究。国内航空工业总
!"
! !
2018年第1期
图 9 不锈钢等离子小孔焊接对比
涂活性焊剂未涂活性焊剂
图 7 不锈钢 A-TIG焊对比
涂活性焊剂未涂活性焊剂
公司 625研究所从马克兰巴顿焊接研究所
引入了活性剂焊接工艺和配方。甘肃工业大
学樊丁教授也对碳钢的助焊剂进行了研究。
!
!"#$%&'(#)*+,-./0
12
图 7～9是我们采用助焊剂在不锈钢
A-TIG焊、等离子深熔焊、等离子小孔焊，及
低碳钢 A-TIG焊试验中，涂敷活性剂前和
涂敷活性剂后的焊缝横截面照片。需要指出
的是，活性剂通常为氧化物、氟化物和卤化
物。但是针对不同材料，活性剂的成分和配
方不同。选择活性剂的成分除了要考虑熔深
的因素外，还需要考虑弥补焊缝合金元素的
烧损以及增强焊缝的机械性能等因素。可以
看出，在 A-TIG焊中，在相同的规范下，所
配制的活性剂对不锈钢、钛合金、铝合金的
熔深有很大的提高。对于等离子焊接
图 8 不锈钢等离子深熔焊对比
涂活性焊剂未涂活性焊剂
（PAW），熔深也有提高，但提高的幅度没有
A-TIG焊明显。在 PAW的小孔焊中，涂敷活
性剂后的焊缝金属熔化量明显增大，正面熔
宽减小，背面熔宽增加。以上结果明显地表
明了活性焊剂增加焊缝熔深的实际效果，这
对于提高不锈钢焊接的效率及改善焊缝成
形具有重要的意义。
" #$%&'
#34,56789:;<=
综合近年来国内外在活性化焊接方面
所做的工作，我们认为该项研究今后的发展
趋势有如下几方面：（1）活性剂成分的改进、
针对焊接母材（材料）的新的活性剂研究与
开发；（2）深入开展活性剂影响机理和焊接
效果的研究；（3）活性剂涂敷技术和工艺的
研究以及活性剂产品化等；（4）排除焊缝气
孔技术与特种保护技术的研究；（5）扩展活
性化焊接的应用范围，如开展等离子弧下活
性化焊接技术研究、激光 -电弧复合热源下
活性化焊接技术研究、熔化极焊接中针对药
芯焊丝的药剂成分开展研究；（6）利用活性
剂进行焊缝跟踪技术的研究和开发；（7）焊
缝中微量元素的添加及作用效果证明；（8）
活性化焊接中焊缝性能的总体研究。
铁素体不锈钢对焊接热输入非常敏感，
因此活性焊剂在不锈钢尤其是铁素体不锈
焊接中具有广阔的应用前景，是今后不锈钢
焊接领域一个重要的研究方向。
38! !
太钢科技
HotStripMillofTISCO LEIZhiwei
AbstractTheweightofthetrailerhasbeenreducedandthesafetyofthetrailerhasbeenimproved
duetotheusingof700Mpahighstrengthsteelstrip.Anatypicalflatnessdefect,similartobuckles,was
foundonthestripofT700L,andwhichwastedmuchmaterialandinflictedheavyeconomiclosses.This
paperanalyzedtheproblemandsolveitbyadjustedthewaterquantityofthelaminarcooling.
Keywords! volumeexpansion coolingrate flatnessdefect
! "#$%&'()$*&#
Manufacturing automobileswith high
strengthsteelisaninevitablewaytodecrease
atmosphericpollution,reducefuelconsumption
andimprovethesafetyofdriving.Somerefer-
encematerialsindicatethatthevehicleweight
couldbereduced35%,byusinghighstrength
steelandadoptingnewtechniques[1].Itispossi-
bletosavefuelby3%～7%underthecondi-
tionofreducing10%weightofvehicle[2].T700L
highstrengthsteelstripisthemainmaterialfor
producingtrailerbeamframe，andthedimen-
sionof5mm×1500mmislargelyused,which
playakeyroleinreducingtheweightoftrailer.
AnatypicalflatnessdefectwasfoundonT700L
highstrengthsteelstripwiththedimensionof
5mm×1500mminsuccession,whileuncoiling.
Theflatnessdefectisverysimilartothebuck-
les,butcannotbefoundinthehotrollingpro-
cessasthebucklesalwaysturnupatthistime.
Thispaperanalysesdeeplythemechanismof
theatypicalflatnessdefectgenerationandsev-
eralfeasiblemeasuresweresuggestedforthor-
oughlysolvetheproblem.
Fig.1 TheflatnessdefectofT700Lwithdimension
of5mm×1500mm
+ ,-$.%*-/ 01-%-)$.%*2$*)2 &3 45667
T700Lhashighstrength,hightoughness,
goodformabilityandgoodfatigueresistanceby
addingsmallalloyingelements,controlrolling
andcontrolledcooling.Themicrostructureof
T700Latroomtemperatureiscomprisedofaci-
!"
! !
2018年第1期
ReH
/MPa
Rm
/MPa
A
/%
LongitudinalAkV
/20℃（J）
Transversecoldbending
/180°
≥600 ≥700 ≥16 ≥40 d=2a，withoutfailure
Table.1 ChemicalcomponentofT700Linweightpercentage
Fig.2 Theflatnesscurvedetectedbehindthefinishingmill
cularorblockyferrite,pearliteandbainite.
Someonedidanexperimenttoobtainthe
continuouscooling transformation curve of
T700L[3].Thesampleoftheexperimentwascut
intocylinder,heatedupto1250℃ withthe
heatingrateof10℃/s,andholding5min,then
cooledto1100℃ bythecoolingrate10℃/s.
Thesamplewascompressed40%withtherate
ofdeformationof5s-1at1100℃，thencooledto
870℃ bythecoolingrate10℃/s.Thesample
wascompressed30%withtherateofdeforma-
tionof10s-1at870℃，andthencooledtoroom
temperatureattherates0.1，0.3，0.5，1，3，5，
7，10and15℃/srespectively.Table.4shows
thephasetransformationtemperaturesatdif-
ferentcoolingrates.ThecoolingrateofT700L
in2250mm hotrollingmillis10.69℃ /s.
Therefore，partofaustenitetransformedinto
ferriteduringthelaminarcoolingprocess.
Itisalinearrelationshipbetweenvolume
changeandtemperatureforsteelunderthe
conditionwhenthereisnophasetransforma-
tion.Itisbecauseofdifferentphasesofthe
steelwithdifferentspecificcapacitances,inan
Chemicalcomponent C Si Mn P S Nb Ti
Content/% 0.063 0.088 1.672 0.011 0.002 0.057 0.084
Table.2 MechanicalpropertyofT700L
Table.3 ProcessingtemperaturesofT700L/℃
Coolingrate/℃·s-1 0.1 0.3 0.5 1 3 5 7 10 15
Ar3/℃ 760 757 750 730 720 710 700 675 -
Ar1/℃ 650 647 638 - - - - - -
Bs/℃ - - - 630 623 612 605 599 586
Bf/℃ - - - 521 500 490 478 452 420
Chargingtemperature RDT FDT CT
≥1270 1130 880 610
Table.3 ProcessingtemperaturesofT700L/℃
40! !
太钢科技
ascendingsortorderas:austenite,ferrite,
pearlite，bainiteandmartensite.Sothevolume
ofsteelwillswellifthereisphasetransforma-
tionduringthecoolingprocess,asshowninthe
Fig.4.
Fig.3 OpticalandSEMmicroscopyontherollingplan
! "#$%$&'(%)*')& +, -$.)/$% &++-)/0
Laminarcoolingiscoolingstripbywater
onRunOutTable,asthedescriptionofFig.5.
Thecoolingrateisinhomogeneousinthewidth
andthicknessdirectionasageneralrule.
Thecoolingrateislargerontheedgeof
thestripthanthatinthecenter,whichleadsto
ferritetransformationstartingontheedgeof
stripfirst,andtheedgebeginstoexpandinthe
lengthdirection.Meanwhilethecenterpartis
shrinkingduetothedecreasingoftemperature.
Itisacontradictionbetweentheshrinkagein
thecenterpartandtheexpansionontheedge,
andthecontradictionupgradeswhilethetem-
peraturedropsduringthelaminarcoolingpro-
cess,whichinducesedgewavesatlast.Forthe
samereason,ifthecoolingrateislargeronthe
topsurfaceofthestripthanthatonthebottom,
thenthecross-sessionshapewillbelike“∩”,
asshownintheFig.6,andviceversa[4].
Thecoolingefficiencyofthewaterlaminar
fromtoppipesisbetterthanthatofwaterspray
frombottompipes,becausethewaterfromtop
pipeswillstayonthetopsurfaceofthestripfor
awhileuntilitisblewawaybyside-blownwa-
ter.Howeverthewaterfrombottomwilldrop
downaftercollidingwiththestrip.Forthisrea-
son,thewaterflowfrombottomisbiggerthan
thatfromtop.Forthe2250hotstripmillof
TISCO,thewaterquantityratiois1:1.2forthe
singlerowheadersfromtopandbottom,andthe
waterquantityfromtopsinglerowheadersis
about78m3/h.Inaddition,thenumberofrows
20μm
Fig.4 Typicalcurveofvolumechangeand
temperature
200
Temperature/℃
300 400 500 600 700 800 900
Volumechange
-50
-45
-40
-35
-30
-25
-20
-15
-10
-5
0
!"
! !
2018年第1期
Fig.5 Thedescriptionoflaminarcooling
Fig.6 the“∩”cross-sessionshapeinlaminar
coolingprocess
usedfortopandbottomcouldbeadjustedto
achievethebalanceofcoolingefficiencyoftop
andbottom.
! "#$%&'(' )* +,- "+&.(/$% 0%$+#-'' 1-*-/+
Fig.2showsthattheatypicalflatnessde-
fectwasnotproducedbyrollingprocess,sothe
sourceoftheproblemmusthideitselfinthe
laminarcoolingprocessorinthecoolingpro-
cessofhotrolledstripcoil.Thecoolingrateis
largerforthetwoendsofthehotrolledstrip
coil,whichmaycauseedgewaves.Itwasnot
edgewavesfortheatypicalflatnessdefect,as
shownintheFig.7,hencetheatypicalflatness
defecthadnorelationwiththecoolingprocess
ofhotrolledstripcoil.Itisnecessarytostudy
thelaminarcoolingprocessdeeplytofindout
howthedefectisgenerated.
Thestripshapewaslike“A”zonewhen
thestripcameoutofstraightenerofthestraight
cross-cuttingproductionlineintheuncoiling
process.Thestripmovedforwardandremained
theshapelike“A”zonefor3～4meters,then
turnedintotheshapelike“B”zone.Theshape
like“B”zonehadneverbeenseenrightatthe
gateofstraightener.Thestripshapelike“A”
zonewastheshapelike“∩”visibly,asshown
intheFig.7,whichimpliedthattheatypical
flatnessdefectwasrelatedtothenonuniform
coolinginthethicknessdirection,andthe
coolingrateonthetopsurfaceofthestripwas
largerthanthatonthebottomsurface.
Fig.7 theanalysisgraphicoftheatypical
flatnessdefect
Thereisanotherconundrumwaitingtobe
explainedthatinwhatwaydidtheshapelike
“A”zonetransform intotheshapelike“B”
zone.BycarefullyexaminingFig.7,therewas
noedgewavesbroughtaboutwhiletheshape
transformationoccurred.Thisphenomenonim-
pliedthatthecenterpartinthetransversedi-
rectionwasalittlelongerthanthebothedge
parts.Nojournalsorreferencesraisedsimilar
phenomenon.
Inmyview,thisphenomenoncanbeex-
plainedinthisway.Theferritephasetransfor-
mationtookplaceonthetopsurfacepriortoon
thebottomsurfaceduetothecoolingratewas
largeronthetopsurfacethanthatonthebot-
Water laminar
Water spray
42! !
太钢科技
tom.Thevolumeonthetopsurfacelayerex-
pandedbothinrollingdirectionandwidthdi-
rection,asshownintheFig.8,inthelaminar
coolingprocess.Thevolumeexpansioninthe
rollingdirectionleadedtotheatypicalflatness
defect.Meanwhile,thebottom surfacelayer
shrunkbecauseofthedroppingoftemperature.
Thevolumeexpansioninthewidthdirection
leadedtothestripshapelike“∩”.Sothe
atypicalflatnessdefectofT700Lhighstrength
steelstripcouldbeeliminatedbyraisingthe
coolingrateonthebottomofthestripinthe
laminarcoolingprocess.
Fig.8 Schematicdrawingforanalyzingthedefect
Itisalsoimportanttonotethattheflatness
problem isstronglycorrelatedtothestrip
thickness.Thecoolingrateshavenodifference
onthetopandbottom surfacesifthestrip
thicknessislessthan3mm,becauseitneedsno
timeforheattransferfromthesurfaceofthe
striptothecenterinthethicknessdirection.If
thestripthicknessisgraterthan8mm,the
atypicalflatnessproblemwillnotappearaswell
evenifthecoolingratesaredifferentonthetop
andbottomsurfaces,becausethevolumeex-
pansiveforceisnotlargeenoughtopressthe
striptoundergoplasticdeformationinthe
rollingdirection.Andtheatypicalflatnessde-
fectislikelytooccuronthestripwiththickness
beinggraterthan3mmandlessthan8mm.
! "#$%&'#( )(* +,,-.&
Theflatnessdefectwasgeneratedbythe
largercoolingrateonthetopsurfaceasthere-
sultoftheanalysisabove.Thereforethewater
quantityratiowasadjustedasshowninTable.5.
TheatypicalflatnessdefectofT700Lhigh
strengthsteelstripdisappeared,asshownon
Fig.9,andwasnotfoundanymoreafterusing
4000t.
Table.5 Thechangeofthewaterquantity
/ 0#(.$%1'#(1
Thevolumeononesurfacelayerexpanded
firstbothinrollingdirectionandwidthdirec-
tionwhenthecoolingratesaredifferentontop
andbottomsurfacesinthelaminarcoolingpro-
cess.Theexpansiveforcewasgeneratedby
phasetransformation.Thevolumeexpansionin
therollingdirectioncanleadtotheatypical
flatnessdefectonthestripwiththicknessbeing
graterthan3mmandlessthan8mm.Thewater
quantityneedstobeadjustedtobalancethe
coolingratesdifferencebetweentopandbottom
surfacesaccordingtothestripshape.
2-,-3-(.-1
[1]WorldAutoSteel.FutureSteelVehideResults
and Reports.http://www.worldautosteel.Future Steel
RollingdirectionWidt
hdirectio
n
Topwaterquantity/m3·h-1 Bottomwaterquantity/m3·h-1 Ratio
Before 78×4=312 94×6=564 1：1.8
After 78×4=312 94×8=752 1：2.4
!"
! !
2018年第1期
VehicleResultsandReports.org/projects/future-steel-
vehicle/phase-2-results/,2011．
[2]YukihisaKuriyama,ManabuTakahashi,etal.
Trendofcarweightreductionusing-strengthsteel[J].
JSAE,55（4）：51,2001.
[3]CuiChangwei.Researchoncontrolledrolling
andcontrolledcoolingtechnologyof700MPagrade
high-tensilesteel[Ｎ],2013.
[4]LiNa,YuAimin,LiuYang,etal.Influenceand
controloflaminarcoolingonprofileofhighperformance
steelplate [J].HENAN metallurgy,Vol.19No.6.Dec.
2011．
!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!
近期，中俄东线境内段施工方中石油向
太钢再次战略采购 15000tX80管线钢。截
至目前，太钢已累计向“一带一路”重点项
目———中俄东线天然气项目提供 X80管线
钢 48000t，成为目前该项目管线钢的最大供
应商，为这条世界规模最大的陆上能源通道
早日“气贯中俄”提供了有力支持。
中俄东线天然气项目是中俄两国最大
的务实合作项目，也是全球天然气合作重大
战略性项目。项目通过俄罗斯“西伯利亚力
量”管道每年向中国输送 380亿 m3天然气，
国内起点是黑河，终点为上海，途经 9个省
区市，需要新建 3170kg管道。该项目的实
施，有利于将俄罗斯的资源优势转化为经济
优势，同时进一步改善中国的能源结构，有
利于带动中俄两国沿线地区的经济社会发
展，促进两国能源战略多元化和保障两国能
源安全，对全球能源合作格局都将产生积极
影响。
中俄东线天然气项目管道是我国口径
最大、压力最高的长距离输送管道。制造使
用大口径、大壁厚、高钢级螺旋焊管，这在国
内外尚属首次。自 2015年起，太钢就积极与
项目方、设计院、制管厂全方位对接，动态掌
握项目进展以及项目需求，按计划开展新品
的单炉试制、小批量试制，成功开发中俄东
线用高等级管线钢，并一次通过国内专家组
的鉴定。
2017年 6月，中俄东线黑河至长岭段
70kg试验段启动，项目急需钢管材料。鉴于
太钢是中石油的战略供应商，并且在国家重
点项目“陕京四线”有突出的供货业绩，中石
油先后两次向太钢战略采购 25000t中俄东
线用 X80管线钢。在首次公开招标中，太钢
还以综合评分第一名中标 23000t，市场占有
率达 43.6%，受到用户肯定。
多年来，太钢在管线钢研发生产方面精
耕细作，成为全球高等级管线钢的最大供应
商。2008年，太钢成功试制世界上等级最高
的 X120管线钢卷板，成为全球首家实现
X120管线钢卷板试生产的企业。太钢管线
钢先后成功应用于西气东输、中亚管线、中
缅管线、加拿大北美管线、科威特石油管线、
阿塞拜疆与土耳其两国合资建设的“跨安纳
托利亚天然气管道项目”、沙特阿美石油管
线等国内外重大工程。 （摘自相关报道）
44! !
太钢科技
技术中心 秦丽雁 李国平
摘 要 采用动电位极化、电化学阻抗谱和 Mott-Schottky曲线分析，研究了 254SMO、316L、
2205三种不锈钢在不同温度模拟酱油溶液中的耐蚀性。结果表明：当温度≤55℃时，254SMO与
2205双相不锈钢在模拟酱油溶液中耐蚀性基本相当，316L不锈钢极易发生点蚀，耐蚀性较差；当
温度提高至 80℃，2205双相不锈钢耐蚀性明显降低，254SMO耐蚀性几乎未发生变化。钝化膜的
稳定性和致密性是导致三种不锈钢耐蚀性差异的主要原因。
关键词 不锈钢 酱油 耐蚀性
酱油是应用最广泛、最普通的调味品，
目前我国酱油年产量已超过 500万 t，可见
酱油已成为人们日常饮食中不可或缺的调
味品。但是酱油在其酿造生产过程中，其贮
藏发酵容器大多采用混凝土、FRP（钢化塑
料）和钢中衬环氧树脂制造，这些容器在使
用过程中存在加热、冷却困难，内衬劣化不
耐紫外线、维修费用高等缺点。因此酱油行
业贮藏发酵容器劣化安全、寿命成本等问题
已引起了业界的广泛关注[1~3]。
不锈钢是一种兼有功能与结构材料两
者特征的绿色环保材料，具有不锈、耐热、耐
蚀、易加工、寿命周期成本低等优良性能。随
着国民经济的迅速发展及人民生活水平提
高，已广泛应用于工业生产部门及人民日常
生活的各个领域。但不锈钢在酱油行业中的
应用研究，尤其是耐蚀性研究报道较少,因
此研究不锈钢在酱油环境中耐蚀性，具有重
要的社会意义和经济价值。
酱油加工厂处于含有各种有机物的高
浓度盐水苛刻腐蚀环境中，NaCl是生产酱
油的重要原料，其含量高达 19%。本文采用
稳态阳极极化曲线、电化学阻抗谱、电容
Mott-Schottky等手段，研究了 316L、2205、
254SMO不锈钢在模拟酱油环境中的耐蚀
性，旨在为酱油行业的贮罐、发酵罐选材提
供科学依据。
!
!"
1.1试样与制备
试验用不锈钢 316L、2205和 254SMO
均为热轧板，化学成分见表 1。
表1不锈钢的化学成分/wt%
sample C Si Mn P S Cr Ni Cu N Al Mo Fe
316L ≤0.02 ≤0.40 ≤0.25 ≤0.02 ≤0.01 20.74 0.32 ≤0.30 0.02 0.10 － balance
316L 0.013 0.48 1.06 0.025 0.48 22.42 5.58 － 0.1616 0.30 3.15 balance
254SMO 0.020 0.48 0.59 0.024 0.001 19.37 17.72 0.56- 0.208 0.01- 6.28 balance
!"
! !
2018年第1期
试样均用线切割制成 10mm×10mm×
3mm试片，非工作面用环氧树脂涂封，电极
表面用水砂纸依次抛光到 600＃。蒸馏水冲
洗，无水乙醇脱脂，置于干燥器中 24h后备
用。
1.2测试方法
采用动电位扫描法进行稳态阳极极化
测定点蚀击穿电位 Eb，电极浸入溶液
20min，待自腐蚀电位 Ecorr稳定后，自相对
于自腐蚀电位 -200mV开始进行动电位扫
描，电位扫描速率为 20mV/min，电化学阻抗
谱测试施加的正弦电位幅值为 10mV，扫描
频率为 10kHz～10MHz。对数扫频，共测定
30个频率点。
电容（Mott-Schottky）曲线测试频率为
1000Hz，电位扫描区间为 -100～1000mV，
扫描速率为 50mV/s。
电化学测试均由电化学测试系统
CS350完成。
1.3测试体系
电化学测试采用经典三电极体系，辅助
电极为铂片，参比电极为饱和甘汞电极
（SCE）。为模拟酱油环境，试验介质选择
19%NaCl溶液，用去离子水配制，所用试剂
为分析纯。测试温度分别为 35℃、55℃、
80℃。
!
!"#$%
2.1316L、2205、254SMO不锈钢在模拟酱油
溶液中极化行为
316L、2205、254SMO不锈钢在不同温
度下的模拟酱油溶液中动电位极化曲线见
图 1所示。
由图 1不难看到，在不同温度的模拟酱
图 1 三种不锈钢在不同温度的模拟酱油溶液中的极化曲线
logi(A/cm2)
-10 -9 -8 -7 -6 -5 -4 -3 -2 -1 0
80℃
2542205316L
-0.6
-0.4
-0.2
0.0
0.2
0.4
0.6
0.8
1.0
1.2
1.4
1.6
E(V/SCE)
-10
logi(A/cm2)
-8 -6 -4 -2 0
-0.3
0.0
0.3
0.6
0.9
1.2
1.5
35℃254SMO2205316L
E(V/SCE)
E(V/SCE)
-0.6
-0.4
-0.2
0.0
0.2
0.4
0.6
0.8
1.0
1.2
1.4
1.6
55℃
-10
logi(A/cm2)
-9 -8 -7 -6 -5 -4 -3 -2 -1 0
2205316L
254
46! !
太钢科技
油溶液中，三种不锈钢均出现了钝化现象。
在同一条件下，316L不锈钢钝化区域最小，
其钝化能力最差。并且随着温度升高，其钝
化区域减小；2205双相不锈钢在 35℃、55℃
温度下，其钝化区域与 254SMO不锈钢基本
重合，当温度达到 80℃时，2205双相不锈钢
钝化区域明显减小，254SMO不锈钢钝化区
域则无明显变化，表明 254SMO不锈钢在模
拟酱油溶液中钝化能力较强。
从图 1也可很容易看到，316L不锈钢
在 35℃、55℃和 75℃点蚀击穿电位分别为
125mV、90mV和 50mV，极易发生点蚀；
2205双相不锈钢则分别为1030mV、1025mV
和 440mV；254SMO不锈钢分别为 1050mV、
1040mV和 1030mV。表明在酱油溶液中，
温度越高，316L不锈钢发生点蚀的可能性
越大，亦即 316L不锈钢在模拟酱油溶液中
对温度的敏感性大；2205双相不锈钢次之，
254SMO不锈钢在 75℃的模拟酱油溶液中
点蚀电位高达 1040mV，说明在酱油溶液中
温度对 254SMO的点蚀敏感性很小。
2.2316L、2205、254SMO不锈钢在模拟酱油
溶液中交流阻抗行为
为了进一步研究温度对三种不锈钢钝
化膜的影响，采用电化学阻抗谱研究了钝化
膜的稳定性。图 2～4是三种不锈钢在不同
温度下的模拟酱油溶液中的电化学阻抗谱。
由图 2～4不难发现，三种不锈钢在模
拟酱油溶液中均为呈现一个不完整的容抗
弧特征[4、5]，这与金属钝化膜 EIS的典型特征
一致，由于钝化金属的阻抗与电极过程的时
间常数较大，因此在所测频率范围内很难呈
现完整的阻抗谱图。从图 2～4也可以看到，
随温度升高，316L不锈钢容抗弧半径逐渐
变小，且相位角曲线向高频方向移动，表明
钝化膜稳定性降低，耐蚀性下降。2205和
254SMO不锈钢在 35℃下模拟酱油溶液中，
其阻抗谱容抗弧半径、低频阻抗模值与相位
角曲线没有明显差异，表明两种不锈钢钝化
膜稳定。随着温度升高，尤其温度为 80℃
时，254SMO容抗弧半径明显较 2205不锈
钢要大，表明其钝化膜稳定性优于 2205双
相不锈钢，亦即其耐蚀性优于 2205。这与极
化曲线的结果是一致的。
2.3316L、2205、254SMO三种不锈钢在模
拟酱油环境中的钝化膜特性
根据上述结果不难发现，三种不锈钢在
模拟酱油溶液中的耐蚀性存在明显差异，为
弄清差异原因，采用 Mott-Schottky曲线分析
了三种不锈钢的钝化膜特点。
一般来讲，由于大多数金属和合金表面
生成的钝化膜具有半导体性质，可以用固体
物理中 Mott-Schottky理论来进行描述[6-8]。
当钝化膜与溶液接触时，在溶液一侧形成
Helmholtz层，在钝化膜一侧形成空间电荷
层，使得半导体膜与溶液分别带相反电荷，
半导体膜的过剩电荷分布在空间电荷层内，
通常情况下，当空间电荷层显示耗尽层时，
空 间 电 荷 电 容 （C） 与 电 位 E可 以 用
Mott-Schottky方程式来进行分析。
n型半导体膜：
P型半导体膜
式中：C1、C2为空间电荷电容；E为扫描
电位；ε0为真空电容率（8.85×10-12F/m）；ε
为室温下钝化膜的介电常数；Nd、Na分别为
施主浓度和受主浓度；k为玻尔兹曼常数；
EFB1、EFB2为对应的平带电位；t为温度；e为
电子电量（1.602×10-19）；
图 5为三种不锈钢在模拟酱油溶液中
典型的 M-S曲线。
1C1
2= 2!"0eNd
（E-EFB1- ）kte
1C2
2= 2#$0eNa
（E-EFB2- ）kte
………（1）
………（2）
!"
! !
2018年第1期
（a）316L
图 2 三种不锈钢在 35℃模拟酱油溶液中的阻抗谱
（b）2205
（c）254SMO
10-110-2 100 101 102 103 104 105
Frequency/Hz
-100
-80
-60
-40
-20
0
20
40
0 20000 40000 60000 800000
-40000
-80000
-120000
-160000
-200000
θ
Z'
Z"
10-110-2 100 101 102 103 104 105
Frequency/Hz
100
101
102
103
104
105
106
10-1
z
10-110-2 100 101 102 103 104 105
Frequency/Hz
-100
-80
-60
-40
-20
0
20
40
θ
0 20000 40000 60000 80000
Z'
0
-20000
-40000
-60000
-80000
-100000
-120000
-140000
-160000
-180000
0 5000 10000 15000 20000
Z'
25000
-10000
-8000
-6000
-4000
-2000
0
10-110-2 100 101 102103 104 105
Frequency/Hz
106
105
104
103
102
101
100
10-1
z
10-110-2 100 101 102 103 104 105
Frequency/Hz
θ
20
0
-20
-40
-60
-80
-100
10-110-2 100 101 102 103 104 105
Frequency/Hz
105
104
103
102
101
100
10-1
z
Z"
Z"
48! !
太钢科技
θ
（a）316L
（b）2205
图 3 三种不锈钢在 55℃模拟酱油溶液中的阻抗谱
（c）254SMO
10-1100101 102 103 104105
Frequency/Hz
-100-80-60-40-200204060
θ
10-2
0 20000 40000 60000
-100000
-80000
-60000
-40000
-20000
0
10-1100101 102 103 104105
Frequency/Hz10-2
100
101
102
103
104
105
106
10-1
z
0 20000 40000 60000
-60000
-40000
-30000
-20000
0
-10000
-50000
10-1100101 102 103 104105
Frequency/Hz10-2
-80
-60
-40
-20
0
2040
-100
10-1100101 102 103 104105
Frequency/Hz10-2
100
101
102
103
104
105
106
10-1
z
10-1100 101 102 103 104105
Frequency/Hz10-2
-20
-10
-30
-40
-50
θ
10-1100 101 102 103 104105
Frequency/Hz10-2
z
100
101
102
103
104
105
10-1
0 2000 4000 6000 8000 1000012000
0
0
-500
-1000
-1500
-2000
-2500
Z"
Z"
Z"
Z'
Z'
Z'
!"
! !
2018年第1期
图 4 三种不锈钢在 75℃模拟酱油溶液中的阻抗谱
（c）254SMO
（a）316L
（b）2205
-140000
D
-120000
-100000
-80000
-60000
-40000
-20000
0
0 20000 40000 60000 80000
C
10-110-2 100 101 102 103 104105
Frequency/Hz
-100-80-60-40-20
020406080
10-1100 101 102 103 104105
Frequency/Hz
θ
10-2
10-1
100
101
102
103
104
105
106
10-1100 101 102 103 104105
Frequency/Hz10-2
-100-80-60
-40
-200
204060
0 20000 40000 60000 80000
-120000
-100000
-80000
-60000
-40000
-20000
0
10-1100 101 102 103 104105
Frequency/Hz10-2
10-1
100
101
102
103
104
105
106
θ
10-1 100 101 102 103 104 105
Frequency/Hz
10-2
-100
-80
-60
-40
-20
0
20
40
10-1 100 101 102 103 104 105
Frequency/Hz
10-210-1
100
101
102
103
104
105
106
0 20000 40000 60000 80000
-80000
-60000
-40000
-20000
0
zz
zθ
Z"
Z'
Z'
Z"
50! !
太钢科技
表2三种不锈钢在不同温度模拟酱油溶液中的斜率值
由图 5可见，三种不锈钢在模拟酱油环
境中形成钝化膜的 M-S曲线均出现了正、
负斜率的两个线性区，钝化膜的半导体性质
呈现双极性特征。
根据式（1）、（2）并结合图 5不难看出，
受主与施主浓度与 M-S曲线斜率成反比，
斜率越大，受主和施主浓度就越小，对应的
钝化膜越致密，耐蚀性较好。表 2是根据测
得的 M-S曲线拟合计算出的三种不锈钢在
不同温度模拟酱油溶液中的斜率值。
由表 2可以看到，254SMO在不同温度
的模拟酱油溶液中，斜率基本不变，表明温
度对 254SMO不锈钢表面钝化膜致密性没
有明显影响。316L不锈钢斜率变化明显，随
图 5 三种不锈钢在 80℃模拟酱油溶液中的 M-S曲线
254SMO2.00E+009
1.50E+009
1.00E+009
5.00E+009
0.00E+009
1/C2 (F2 cm4 )
-0.6 -0.4-0.2 0.0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 1.2
E(V/SCE)
316L7.00E+008
2.00E+008
1/C2 (F2 cm4 )
1.00E+008
0.00E+000
3.00E+008
4.00E+008
5.00E+008
6.00E+008
-0.2 0.0 0.2 0.4 0.6 0.8
E(V/SCE)
-0.2 0.0 0.2 0.4 0.6 0.8
E(V/SCE)
1.0
0.00E+000
1/C2 (F2 cm4 )
5.00E+008
1.00E+009
1.50E+009
2.00E+009 2205
钢种 温度 /℃ 受主斜率 /kd 施主斜率 /ka
316L
35
1.76×109 2.89×109
2205 1.67×109 2.89×109
254SMO 1.18×109 2.43×109
316L
55
3.86×108 5.16×108
2205 2.11×109 2.81×109
254SMO 2.29×109 2.58×109
316L
75
5.07×108 2.95×108
2205 1.29×109 1.92×109
254SMO 2.41×109 2.32×109
!"
! !
2018年第1期
着温度升高，斜率逐渐减小，钝化膜致密性
逐渐降低，耐蚀性下降。
!
!"
通过动电位极化方法结合电化学阻抗
谱和 Mott-Schottky曲线分析，研究了 316L、
2205、254SMO三种不锈钢在不同温度模拟
酱油溶液中的耐蚀性，得到如下结论：
（1）当温度≤55℃时，254SMO与 2205
双相不锈钢在模拟酱油溶液中耐蚀性基本
相当，316L不锈钢极易发生点蚀，耐蚀性较
差；当温度提高至 80℃，2205双相不锈钢
耐蚀性明显降低，254SMO耐蚀性几乎未发
生变化。
（2）钝化膜的稳定性和致密性是导致三
种不锈钢耐蚀性差异的主要原因。高 Cr、Mo
含量可以提高不锈钢钝化膜的稳定性和致
密性，可能是 254SMO耐蚀性最优、2205次
之的本质原因。
#$%&
[1]杨小俊编译.不锈钢应用于酱油酱曲发酵、贮
藏容器.不锈,2010;3:28.
[2]孙连贵,李颖宪,孙平.不锈钢全能型酱油发酵
设备.中国酿造设备,2006;5:63.
[3]M.Shima,Y.Kitamura,I.Nishizawa,S.Kaneko,T.S
uzuki,K.Watanabe,Corrosionresistanceofthestainless
steelinsoysaucebrewingprocess.Boshoku-Gijitu38
（1989）467-472.
[4]夏大海,杨丽霞.不同浓度比的硫酸根和氯离
子溶液在钝化膜的半导体特性转变机制.物理化学
学报,2014，30（8）：1465-1473.
[5]李谋成,曾潮流,林海潮,吴维（山文）,曹楚南.
316L不锈钢在 F-/Cl-酸性溶液中的腐蚀行为.中国
腐蚀与防护学报.2002,22（3）:162-166.
[6]王!,胡军,王迪,王超明,基于量子力学和
Mott-Schottky研究 Alloy690氧化膜的半导体特性.
化工机械,2015,42（4）：493-497.
[7]陈宇,陈旭,刘彤,王冠夫.温度对 316L不锈钢
在硼酸溶液中腐蚀电化学行为的影响.腐蚀与防护,
2014,35（4）：344-351.
[8]孔德生,李亮.电容测量研究铬表面氧化膜的
半导体性能.物理化学学报,2004,20（6）:631-636.
!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!
日前，在上海举办的佛吉亚供应商大会
上，太钢凭借优异的产品质量和售后服务，
荣获“2017年度佛吉亚绿动智行中国区战
略合作奖”。
佛吉亚是法国标志雪铁龙集团旗下汽
车零部件企业，是全球第六大汽车零部件供
应商，在全球 27个国家拥有 160个生产基
地和分支机构，平均每四辆汽车中就有一辆
使用佛吉亚生产的零配件。佛吉亚致力于为
汽车制造厂商提供高质量的创新产品、技术
解决方案和服务，在汽车座椅、排放控制技
术系统、汽车内饰和外饰四大业务领域居业
界领先地位。
太钢是我国最早介入研发汽车排气系
统用不锈钢产品的企业。自 2006年与佛吉
亚合作以来，围绕客户个性化需求，太钢持
续加大研发力度，加强产业链顶层设计，不
断优化消声和尾气排放系统用不锈钢的生
产工艺方案，产品实物质量和稳定性显著进
步，客户满意度不断提升。目前，已形成
409、436、441和 439等系列产品。2017年，
太钢成为佛吉亚最大的排气系统用不锈钢
供应商。
（摘自相关报道）
52! !
太钢科技
技术中心 任永秀
摘 要 笔者比较了国内外常使用的几种光谱分析方法的分析范围、精密度、分析条件等优劣
性。方便广大工作者更好选择分析方法，快速、准确地分析钢中化学成分。
关键词 光谱仪 分析范围 试验方法
近年来，直读光谱分析已广泛应用于工
业生产、社会生活的各个方面，尤其在有色
和黑色冶金行业，及机械加工行业的化学成
分检测已是一种不可替代的手段。我们收集
了国内外有关火花源原子发射光谱仪钢铁
分析方法的标准规范，主要有美标（ASTM）、
国 标（GB）、日 标（JIS）、韩 标（KS）、欧 标
（DIN）和法标（NF）等。而钢铁产品常用的直
读光谱方法主要有 AETM、JIS和 GB，KS与
JIS基本一致。
!
!"#$%&'()*+,-./
1.1国家标准
GB/T4336-2016碳素钢和中低合金钢
火花源原子发射光谱分析方法（常规法）
GB/T4336-2002碳素钢和中低合金钢
火花源原子发射光谱分析方法（常规法）
1.2美国 ASTM标准
ASTME1999-11用光学发射光谱测定
法分析铸铁的试验方法
ASTME2209-02（2006）用原子发射光
谱法分析高锰钢的试验方法
ASTME415-08碳素钢和低合金钢光
学放射真空光谱测定分析的试验方法
ASTME826-14采用火花原子发射光
谱法的固态同规格金属同质性检验规程
1.3日本 JIS标准
JISG1253-2002钢铁火花放电原子发
射光谱分析法
JISK0116-2003发射光谱分析方法通
则
1.4韩国 KS标准
KSD1652-2007铁及钢的火花源原子
发射光谱分析方法
1.5欧洲标准
DIN51008-1-2004F发射光谱学（OES）
第 1部分：火花和低压放电系统的概念
1.6法国标准
NFA07-510-1971非铝合金的发射光
谱分析
NFA07-001-1970冶金产品关于发射
光谱分析的一般数据
"
$%&'()0+12
碳钢直读光谱方法分析范围比较如表
1所示。由表 1比较得出：
ASTM标准和 GB按合金含量高低划分
开了不同的检测方法，这样更有利于有针对
性的精准控制分析条件和消除干扰。ASTM
标准和 GB可比性更强。ASTME415-08标
!"
! !
2018年第1期
表1 碳钢直读光谱方法分析范围比较
元素
ASTM415-08 GB/T4336-2016 JISG1253-2002 KSD1652-2007
适用范围
（%A）
定量范围
（%B）
测定范围（质量分数）
（%）
测定范围%
（m/m）
测定范围%
（m/m）
Al 0～0.075 0.02～0.075 0.03～0.16 ≥0.001～≤5 ≥0.001,≤5
As 0～0.1 0.05～0.1 0.004～0.014 ≥0.001～≤0.3 ≥0.001,≤0.3
B 0～0.007 0.002～0.007 0.0008～0.011 ≥0.00005～≤0.5 ≥0.0005,≤0.5
Ca 0～0.003 0.001～0.003 ≥0.0001～≤0.01 ≥0.0001,≤0.01
C 0～1.1 0.08～1.1 0.03～1.3 ≥0.001～≤5.5 ≥0.001,≤5.5
Cr 0～2.25 0.02～2.25 0.1～3.0 ≥0.002～≤40 ≥0.002,≤40
Co 0～0.18 0.008～0.18 0.004～0.3 ≥0.001～≤20 ≥0.01,≤20
Cu 0～0.5 0.04～0.5 0.02～1.0 ≥0.001～≤6 ≥0.001,≤6
Mn 0～2.0 0.10～2.0 0.07～2.2 ≥0.003～≤30 ≥0.003,≤30
Mo 0～0.6 0.03～0.6 0.03～1.2 ≥0.001～≤10 ≥0.001,≤10
Ni 0～5.0 0.02～5.0 0.009～4.2 ≥0.002～≤40 ≥0.002,≤40
Nb 0～0.085 0.02～0.085 0.02～0.12 ≥0.001～≤2 ≥0.001,≤2
N 0～0.015 0.004～0.015 ≥0.001～≤0.15
P 0～0.085 0.02～0.085 0.01～0.07 ≥0.0005～≤1.0 ≥0.0005,≤1.0
Si 0～1.15 0.07～1.15 0.17～1.2 ≥0.002～≤6 ≥0.002,≤6
S 0～0.055 0.01～0.055 0.008～0.05 ≥0.0002～≤0.5 ≥0.0002,≤0.5
Sn 0～0.045 0.01～0.045 0.006～0.02 ≥0.0006～≤0.3 ≥0.0006,≤0.3
Ti 0～0.2 0.004～0.2 0.015～0.5 ≥0.0005～≤3 ≥0.0005,≤3
V 0～0.3 0.004～0.3 0.1～0.6 ≥0.001～≤6 ≥0.001,≤6
Zr 0～0.05 0.02～0.05 0.006～0.07 ≥0.001～≤1 ≥0.001,≤1
Pb ≥0.001～≤0.5 ≥0.001,≤0.5
W 0.06～1.7 ≥0.01～≤25 ≥0.01,≤25
Mg ≥0.001～≤0.2 ≥0.001,≤0.2
Ta ≥0.02～≤0.2 ≥0.02,≤0.2
Sb ≥0.008～≤0.5 ≥0.008,≤0.5
Se ≥0.003～≤0.1 ≥0.003,≤0.1
Te ≥0.003～≤0.1 ≥0.003,≤0.1
La ≥0.002～≤0.05 ≥0.002,≤0.05
Ce ≥0.005～≤0.05 ≥0.005,≤0.05
54! !
太钢科技
准分析方法分析下限宽，定量范围与 GB几
乎相当。但 ASTM的适用范围定为零是下限
很不科学。
GB和 ASTM标准相比，国家标准没有
给出 N和 Ca的检测范围。生产中很多品种
如 CL60、AAR-D等车轮钢及 30CrMoA等
合金结构钢的产品标准均对氮和钙元素提
出成分范围控制要求。因此，GB不能适应生
产检验需求。
GB检测元素覆盖面不够，不具备痕量
稀有元素的检测。
GB中硫、硅的检测范围不够，随着铁水
预处理工艺水平和钢的洁净度提高，钢中硫
含量已达到很低，表 1中 0.008%的硫的检
测限已不能满足生产检验需求。尤其不能满
足硅钢的检测需求。
GB与 JIS标准比较,JIS下限低包含了
纯铁、硅钢类品种，上限包含了高合金类钢
种。GB仅适用于碳钢和中低合金钢。而
ASTM也是适合于碳钢和低合金钢，因此
GB和 ASTM才有可比性。GB与 ASTM比
较，无钙和氮的范围要求，这点是缺陷，其余
范围水平相当。
2016版 GB与 2002版比较：分析元素
少、范围窄，不满足当前很多碳钢和低合金
钢产品标准中元素范围，见表 2。
!
!"#$%&'(
表 3分析条件中，三个标准关键条件
如：静态、吹扫和积分流量范围，预燃、曝光
表2 国标直读光谱分析方法新旧标准范围比较
元 素GBT4336-2002 GBT4336-2016 新旧标准变化
测定范围（质量分数）（%） 测定范围（质量分数）（%） 范围
C 0.005～1.20 0.03～1.3 窄化
Si 0.005～3.50 0.17～1.2 窄化
Mn 0.003～2.00 0.07～2.2 窄化
P 0.003～0.25 0.01～0.07 窄化
S 0.007～0.070 0.008～0.05 窄化
Cr 0.001～2.50 0.1～3.0 窄化
Ni 0.001～5.0 0.009～4.2 窄化
W 0.005～2.00 0.06～1.7 窄化
Mo 0.005～1.20 0.03～1.2 窄化
V 0.005～0.7 0.1～0.6 窄化
Al 0.001～1.50 0.03～0.16 窄化
Ti 0.001～0.90 0.015～0.5 窄化
Cu 0.005～1.0 0.02～1.0 窄化
Nb 0.005～0.50 0.02～0.12 窄化
Co 0.005～0.40 0.004～0.3 窄化
B 0.0005～0.010 0.0008～0.011 窄化
Zr 0.003～0.16 0.006～0.07 窄化
As 0.002～0.30 0.004～0.014 窄化
Sn 0.002～0.30 0.006～0.02 窄化
!!
! !
2018年第1期
表3 三种常用方法分析条件
GB/T4336分析条件 JISG1253推荐分析条件 ASTME415激发条件
氩气
流量
冲洗:3～15L/min
激发时：4～18L/min
吹扫：2.5～25L/min
测量:2.5L/min～10L/min，
静止：0L/min～1L/min
预燃:2.5～25L/min
曝光:2.5～15L/min
静止：0L/min～1L/min
入射狭缝宽度：20～50μm以下 氩气吹扫时间：5～15s
放电形式：预燃期间–能放电，积分
期间低能放电
激发条件及放电条件:参见表 6
及表 7
预燃时间：5～20s
曝光时间：3～30s
预燃时间：3～20s检测方式:定时积分时间分解 PDA测
光法预燃:2.5～25L/min
积分时间：2～20s 分光室的散射线：1nm/mm以下 曝光:2.5～15L/min
分析间隙：3～6mm 分析试样和对电极间隙：4.0～6.0mm
样厚：2mm 样厚：3mm以上 样厚：10～38mm
研磨材粒度：0.25～0.124mm 研磨材粒度：36#～240#
样直径：直径 16mm 样直径：20mm 样直径:盖住电极架镗孔
分光室的压力：3Pa以下 分光室的压力：2.7Pa以下真空度:≤3.33Pa
（25μm汞柱）
电极锥度：30～120° 电极 ZHUI锥度:20～120° 电极锥度:90～120°
99.995% 99.99%
时间范围，电极间隙范围，真空室压力要求，
氦气纯度要求等均给出了相近的、各型号仪
器可以满足的条件。
JIS标准中更强调其定时积分，时间分
解 PDA测光法的专利技术，作为大家公认
的、共同执行的标准方法，应给出一个既宽
泛又能达到最终精度要求的检测结果的通
用条件即可，不必在意是否使用或使用哪种
技术而得到最终结果的。这一点，我认为 GB
和 ASTM较好，比较客观、通用性好。
表 4为推荐的内标线和分析线。由表 4
可以看出：
56! !
太钢科技
表4 推荐的内标线和分析线
元素GB/T4336
波长 /nm 可能干扰的元素 波长 /nm 波长 /nm 线分类 可能存在的干扰
C
165.81
193.09
Al、Mo、Co、Cr、W、Mn、Ni 1156.14
1165.81
1193.09
193.09
165.81
I
I
Al
Si
181.69
212.41
251.61
288.16
Ti、V、Mo
C、Nb
Ti、V、Mo、Mn
Mo、Cr、W、Al
Ⅰ 212.42
Ⅰ 251.61
Ⅰ 288.16
288.16
251.61
212.415
I
I
II
Mo、Cr、W
Fe、V
Mo、Ni、V、Cu、Nb
Mn
192.12
263.80
293.30 Cr、Si、Mo
Ⅱ 290.02
Ⅱ 293.31
293.31
255.86
II
II
Cr、Mo、Ni
Zr
P
177.49
178.28
Cu、Mn、Ni
Ni、Cr、Al
Ⅰ 177.50
Ⅰ 178.29
Ⅰ 214.91
178.29 I Mo
S 180.73 Si、Ni、Mn、Cr Ⅰ 180.73 180.73 I Mn
Ni
218.49
227.70
231.60
Cr、Mn
Cr、Mn、Si、Mo
Ⅱ 225.39
Ⅱ 227.02
Ⅱ 227.73
Ⅱ 231.60
Ⅱ 241.48
Ⅱ 243.79
231.60
227.02
II
II
Co、Ti
Nb、W
Cr
206.54
267.71
286.25
298.91
Mo、V
Si、Ni
V、MoNi
Ⅱ 265.85
Ⅱ 267.72
Ⅱ 276.65
Ⅱ 286.09
Ⅱ 286.26
Ⅱ 298.92
Ⅰ 428.97
298.92
267.72
II
II
Mn、V、Ni、Nb、Mo
Mn、Mo、W
W
202.99
209.86
220.44
400.87
202.03
203.84
Ti
Al、Ni、V、Cr
Ti、Mn
Mn
Ⅱ 209.86
Ⅱ 210.32
Ⅱ 220.45
Ⅱ 239.71
Ⅰ 400.88
JISG1253 ASTME415
!"
! !
2018年第1期
Mo
277.53
281.61
386.41
Mn、Ni
Mn、V、Si
Mn、V
Ⅱ 202.03
Ⅱ 277.54
Ⅱ 281.62
Ⅰ 313.26
Ⅰ 317.03
Ⅰ 386.41
379.83
277.54
386.41
202.03
281.62
II
I
I
II
II
Mn
Cu、V、Co、Mn
V、Cr
Mn
V
214.09
290.88
310.22
311.07
311.67
186.27
199.05
Ⅱ 310.23
Ⅱ 311.07
Ⅱ 437.92
310.23
311.07
II
II
Fe、Mo、Nb、Ni
Mn、Ti、Fe
Co
228.61
258.03
345.35
Mo、Ni
Mo、Ni、V、W、Ti、Si
Ⅱ 228.62
Ⅱ 258.03
Ⅰ 345.35
345.35
228.62
I
II
Cr、Mo
Ni、Cr
Ti
334.90
337.28
211.20
212.30
W
Si、Mn
Ⅱ 323.45
Ⅱ 324.20
Ⅱ 337.28
337.28
324.20
II
II
Nb
Nb
Cu
224.26
327.39
337.20
Cr、Ni、W
Nb、Si、W
Ni、Mo
Ⅱ 213.60
Ⅱ 224.26
Ⅰ 327.40
327.40
213.60
224.26
324.75
I
II
II
I
Ni
Ni
Mn、Nb
A1
308.21
394.40
396.15
190.86
324.19
Si、Cr、V、Mo、Ni
Ni、V、Mo、Cr、Mn
Si、Cr、V、Mo、Ni
Ⅰ 308.22
Ⅰ 394.40
Ⅰ 396.15
394.40
308.22
I
I
Ni、V、Mn、Mo
V、Mn
Sn
189.99
317.51
326.23
Cr、Al、Mn Ⅰ 189.99
Ⅰ 317.50
Ⅰ 326.23
189.99 II Mn、Mo、Al
B
182.59
182.64
S
Mo、Mn、Ni
Ⅰ 182.58
Ⅰ 182.64
Ⅱ 206.72
Ⅰ 208.96
Ⅰ 249.68
182.64
182.59
I
I
S、Mn、Mo
W、Mn、Cu
表4 推荐的内标线和分析线（续）
58! !
太钢科技
表4 推荐的内标线和分析线（续）
Zr
179.00
339.19
343.82
349.62
Cr、Cu、Mo、Ti、Ni
Ni
Ⅱ 339.20
Ⅱ 343.82
As 189.04 I V、Cr
Nb
210.94
224.20
313.10
319.50
Cu、Ni、V
Ti、Cr、V、Ni、Si
Ti、V、Ni、Cr
Ⅱ 319.50
Ⅱ 320.63
319.50 II Mo、Al
Fe
（内标
线）
187.7
271.4
273.0
287.2
Ⅱ 170.20
Ⅱ 216.49
Ⅱ 271.44
Ⅰ 287.23
ⅠⅡ 287.53
Ⅰ 296.69
Ⅱ 322.77
Ⅰ 353.66
Ⅰ 371.99
Ⅰ 382.04
Ⅰ 393.03
Ⅰ 438.35
Ⅰ 440.48
JIS标准提供了较多的可参考的分析
线，特别是 Cr、Ni、Mo、B等元素，这一点与
方法的检测范围较宽是相适应的。
JIS标准同时提供了几乎全部谱线范围
内的铁内标线，可选择范围拓宽。适合更多
不同基体未知物的检测，而不必过多考虑干
扰因素。同时取决于仪器分析软件的匹配，
提供强大的抗干扰能力。如何消除干扰取决
于仪器的设计、光谱线的选择以及激发条
件。对一个给定的元素（例如，Ni）有多个谱
线，它决定了元素可测量含量范围。
相比 JIS，GB分析条件对可能干扰的元
素种类有所增加，增加了可选内标线和分析
线，特别是碳、硫、磷、铝、硼、砷、锡、锆等稳
定性较差、微量的钢中关键性组分。
GB增加了精密度试验实验室数量，在
此情况下，得到了较 2002版更小的重复性
限，充分说明：我国在光谱仪方法研究和方
法应用方面取得极大进展。2016版与 2002
版相比，增加了样品水平数，这样扩大了标
准方法的适用范围，从另一方面说明，钢铁
行业标准样品的特性值含量范围以及标准
样品的质量均得到了提高。
!
!"#$%&'()
由表 5～表 10可以看出，元素 C、Si精
密 度 比 较 ，GB/T4336-2016 优 于 JIS，
GB/T4336-2002与JIS相当。元表Ti2016版
!"
! !
2018年第1期
表5 元素C
测定值GB/T4336-2002 GB/T4336-2016 JISG1253：2002 GB/T20123-2006
r R r R r r R
0.005 0.0047 0.0129 0.0005 0.0072 0.0027 0.0014 0.0077
0.05 0.0070 0.0152 0.0024 0.0102 0.0052 0.00046 0.00176
0.25 0.0176 0.0255 0.0070 0.0236 0.0161 0.00459 0.00734
0.35 0.0228 0.0307 0.0087 0.0302 0.0215 0.00070 0.00258
0.5 0.0307 0.0385 0.0110 0.0403 0.0297 0.00179 0.00376
表6 元素Si
测定值GB/T4336-2002
r R r R r
0.07 0.0052 0.0106 0.0031 0.0166 0.0031
0.27 0.0109 0.0209 0.0067 0.0357 0.0103
0.35 0.0126 0.0250 0.0081 0.0413 0.0132
0.5 0.0154 0.0327 0.0108 0.0505 0.0186
GB/T4336-2016 JISG1253：2002
表7 元素P
测定值GB/T4336-2002
r R r R r
0.005 0.0008 0.0015 0.0003 0.0034 0.0006
0.01 0.0011 0.0020 0.0005 0.0040 0.0009
0.02 0.0018 0.0031 0.0010 0.0051 0.0014
0.03 0.0024 0.0041 0.0016 0.0063 0.0019
GB/T4336-2016 JISG1253：2002
表8 元素S
测定值GB/T4336-2002 GB/T4336-2016 JISG1253：2002 GB/T20123-2006碳硫仪
r R r R r r R
0.002 0.0016 0.0028 0.0004 0.0028 0.0007 0.00011 0.00029
0.005 0.0018 0.0031 0.0007 0.0033 0.0009 0.00018 0.00048
0.01 0.0022 0.0038 0.0013 0.0043 0.0014 0.00028 0.00078
0.02 0.0029 0.0050 0.0021 0.0061 0.0022 0.00053 0.00148
0.03 0.0037 0.0063 0.0029 0.0080 0.0031 0.00085 0.00243
0.06 0.0060 0.0101 0.0049 0.0136 0.0057 0.00136 0.00396
60! !
太钢科技
表9 元素Ti
测定值GB/T4336-2002 GB/T4336-2016 JISG1253：2002
r R r R r
0.07 0.0047 0.0089 0.0055 0.0127 0.0025
0.2 0.0089 0.0165 0.0117 0.0280 0.0065
0.27 0.0107 0.0196 0.0146 0.0351 0.0087
0.5 0.0155 0.0281 0.0227 0.0558 0.0159
测定值GB/T4336-2002 GB/T4336-2016 JISG1253：2002
r R r R r
0.0005 0.0002 0.0003 0.0001 0.0005 0.0001
0.001 0.0002 0.0004 0.0001 0.0007 0.0001
0.002 0.0002 0.0006 0.0002 0.0009 0.0001
0.005 0.0003 0.0009 0.0004 0.0018 0.0002
0.01 0.0003 0.0012 0.0007 0.0031 0.0003
表10 元素B
不如 2002版和 JIS，元素 B室内允许差 r三
个标准相当，R增大。上述常规元素比较得
出：
（1）GB/T4336-2016与 GB/T4336-2002
相比,多数元素室内允许差 r更小，对仪器水
平和分析人员水平要求更高。说明以下三个
方面：其一，近年来随着光学元件和电器元
件的发展，光谱仪本身检测精度和灵敏度检
测都有所提高，从而改善了分析结果的精准
度；其二，随着对直读光谱仪的广泛研究和
应用，如干扰因素的排查、消除干扰的手段、
仪器设备的维护能力以及高质量样品的取
制等方面都有了长足的进步，提高了对仪器
的操控能力和水平；其三，标准样品的研制
从质量到组分含量范围的提高和扩大，为精
密度试验提供了水平范围宽、均匀性好的试
验样品。
（2）GB/T4336-2016与 GB/T4336-2002
相比，C、S元素室内允许差 r更高 1个数量
级，与 GB/T20123-2006碳硫仪 r属一个数
量级别。钢铁产品中有害元素含量呈下降趋
势，如钢中磷、硫，2016版标准更能适应现
今产品检验的需求。
（3）GB/T4336-2016与 JISG1253：2002
相比，二者相当或优于 JIS标准。
!
!"
现在国内很多比较大的实验室普遍使
用进口直读光谱仪，从分析水平讲，国内外
分析范围、精密度等应该比较接近，但从以
上比较来看，笔者得出以下结论：
（1）国外先进分析方法标准分析范围比
中国国家标准宽，国标修订后的分析范围比
旧标准窄，比美国标准和日本标准范围更
窄。
（2）GB/T4336-2016的室内允许差 r较
2002版缩小，接近 GB/T20123-2006碳硫仪
方法的室内允许差，实际生产检验中由于样
品的均匀性和代表性问题，以及设备使用环
境问题都将对检测精度造成很大影响，很难
!"
! !
2018年第1期
日前，由中国人民大学中国经济改革与
发展研究院和经济学院联合发布的《中国企
业创新能力百千万排行榜 （2017）》推出
“2017中国企业创新能力 100强”名单。山
西太钢不锈钢股份有限公司以卓越的创新
能力位列第 38位。
多年来，太钢大力实施创新驱动战略，
始终将创新作为推动企业发展的第一动力。
面对近年来钢铁行业的严峻形势和产业转
型的大势，太钢以创新驱动品种结构优化升
级，以市场竞争倒逼挖潜降本和提质增效。
依托“国家重点实验室”和“国家级技术中
心”等创新平台，创建“首席工程师”和“产品
工程师”制度，实行新产品设计、开发、生产、
应用的“一贯制”“一站式”攻关体系，为客户
提供一揽子“管家式”服务，推动高、精、尖、
特产品持续成长，抢占市场竞争的制高点。
通过职工创新工作室开展创新思维训练、现
场技术诊断、技术改进、导师带徒、先进技术
推广等活动，引导职工发挥科技创新的主体
作用，推动工艺技术创新和内部挖潜增效。
同时，太钢在创新实践中不断深化科技机制
改革，创新激励机制，注重激励力度与创新
贡献相匹配，实现重点激励、精准激励、动态
激励，有效激发了科技人员的创新热情，引
领创新成果不断涌现。截至目前，太钢连续
6年获评国家级创新示范企业，科技创新对
企业的贡献率达到 80%以上。
《中国企业创新能力百千万排行榜
（2017）》由国家“大宏观·创新课题组”，经过
历时近一年的数据采集与统计测算打造而
成，具有很强的权威性。该排行榜建立了覆
盖 80000多家高新技术企业的创新数据库，
首次对其创新能力进行了全覆盖、全方位的
评价，并在此基础上对中国创新企业的前
100强、前 1000强和前 10000强进行了专
门研究。这不仅有助于增强政府部门与资本
市场等社会各界对企业创新能力的认知，而
且有助于创新驱动发展战略的实施，从而加
快中国经济增长由要素驱动向创新驱动转
变的步伐。
（摘自相关报道）
达到所述 GB/T4336-2016的精度要求。而
该标准方法很大程度上是用于现场成分分
析的，因此应考虑该标准方法的适用性。
（3）通过同类标准的比较，我认为：十多
年来我国光谱分析工作者付出很多的努力，
从仪器分析方法的开发、干扰因素的控制、
新型软、硬件的研发和应用，以及相关材料
如标样的研制水平，都得到很大提高，国家
标准更新和进步就是很好的佐证。另外，通
过比较，也反映出 GB尚存在诸多不足，需
进一步完善。
!
!"
（1）结合光谱法应用领域的现实，对检
测精度允许限度予以考虑，提高标准的实用
性。
（2）拓宽某些组分的检测范围，如：硫、
硅等。
（3）根据现今钢产品性能对某些关键
的、痕量组分控制要求，增加检测元素覆盖
面，如碳素钢和中低合金钢中氮、和钙等元
素。
!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!!
62! !
太钢科技
《太钢科技》是太原钢铁（集团）有限公司
根据党和国家的政策、法令创办的，经山西省
新闻出版局批准备案的科学技术刊物。主要
刊登太钢矿山、耐火、焦化、炼铁、炼钢、连铸、
轧钢、锻造、理化检验、能源、机械、土建、计
控、自动化、环保、安全等专业以及科研、工艺
质量攻关、产品开发、技术开发和技术管理等
方面的试验研究、科技成果、技术总结、综合
评述和经验介绍等。
《太钢科技》由太钢技术中心主办，太钢
技术中心科技信息室编辑出版，发往全国冶
金企事业单位、冶金科研院所、大专院校和太
钢各单位、部门，是太钢广大科技工作者交流
经验的园地和展示成果的窗口。为加强对刊
物的科学管理，适应太钢发展的新形势，使本
刊编排格式标准化和科学化，现介绍本刊投
稿方面的一些事项。
1稿件要求
（1）来稿要求观点明确，论据充足，论述
简练，语句通顺，图形文字要妥善加工，资料
数据务求核实准确。稿件内容涉及保密诸事
项，请作者严格把握，投稿前须经作者单位保
密审核。
（2）正文（含图表）以3000～6000字为宜。
（3）来稿的文字、数字、计量单位和符号
务必按照有关国家标准和法规书写清楚，计
量单位和外文大小写区分清楚。
（4）稿件要求提供电子版，通过太钢科技
创新与科研管理系统（http：//tims.tisco.com.cn）
在线投稿，每个单位技术部门设有端口，或通
过邮箱投稿。
2稿面要求
2.1题名（标题）
文章的题名要求简明扼要，概述全篇。
（1）题名的字数一般控制在20个汉字以内。
（2）一般不设副题名。
（3）题名中应尽量避免使用非公知公用
的缩略词、字符、代号和公式等。
2.2作者
（1）文章署名是作者文责自负和拥有版
权的标志。
（2）文章的作者应署个人真实姓名，并附
所在单位全称。作者就是文章的起草、修改和
定稿者，一般 1～3人。
2.3摘要
国家标准规定，摘要是报告和论文的内
容不加注释和评论的简短陈述。
（1）摘要一般应说明研究工作的目的、方
法、结果和最终结论。以不超过 200个汉字为
宜。
（2）摘要应采用第三人称，具有独立性，
一般不用图表和非公用符号或缩写略词。
2.4关键词
（1）关键词是将文章中起关键作用，最能
说明问题的、代表文章内容特征的或最有意
义的词选出来，以供微机检索。
（2）一般标引 3～8个关键词。
2.5前言（引言）
文章的前言是简要说明研究工作的目
的、范围、相关领域的前人工作及知识空白、
理论基础及分析、研究设想、研究方法、实验
设计、预期结果和意义等。
!"
! !
2018年第1期
字数控制在 400个汉字以内为宜。
2.6正文
正文写作应做到实事求是、客观真切、准
确完备、合乎逻辑、层次分明和简练可读。
2.6.1文内标题层次
（1）正文层次标题力求简短，一般不宜超
过 15个汉字。
（2）各层次一律用阿拉伯数字连续编号，
不同层次之间用圆点“。”相隔，最末数字后不
加标点符号，空一字距排标题，一律左满格。
（3）在一个自然段内分项途述，一律用
（1）…、（2）…、（3）…、……编号。
（4）文内层次不宜过多，一般 3～4级。
2.6.2表格
（1）表格应有表序和表题。
（2）表题要确切，不宜超过 15个汉字。
（3）表内各栏参数应标明单位，若所有栏
或多数栏内单位相同，可将相同单位标注在
表的右上角，个别不同者注在有关栏内。
（4）表内数字一律用阿拉伯数字上下对
齐，同一栏内有效位数应一致。
（5）表内不设“备注”项，如需注释，可列
在表下方，表内用“*”注明。
2.6.3插图
（1）插图包括线条图与照片，一定要精
选，避免与文字和表的内容重复。
（2）插图应有图序和图题。
（3）图题应简短准确，一般不宜超过 15
个汉字。
（4）线条图应比例适当，粗细均匀，线条清晰。
（5）图形要求清晰、美观且大小适中。
2.6.4计量单位
文稿计量单位和书写符号一律采用国家
法定计量单位。
2.6.5数字用法
（1）凡是可以使用阿拉伯数字而且又很
得体的地方，均应使用阿拉伯数字，如 2800t
而不用二千八百吨。
（2）年份使用公元纪年，不能简写，如
1998年不能写成 98年。
2.6.6外文字母书写规则
应特别注意外文字母的正斜体、大小写、
黑白体、上下角标（高低位置明显）以及单词
的移行。易混淆的希腊字母和罗马字母，如 α
与 a，ρ 与 P，β 与 B和 μ 与 u，必须分清。
2.7结论
报告和论文最终的结论，不是正文中各
小段小结的简单重复。结论是根据试验结果
分析、判断和推理而形成的总的观点和看法。
要求结论应该准确、完整、明确和精炼，避免
以试验结果代替结论。
2.8参考文献
参考文献应附于文本末，只列主要者及
作者亲自查阅过的文献或公开出版物，不宜
过多。
参考文献在正文中被引用，可采用顺序
编码制。文献序号按文中出现的先后顺序，用
阿拉伯数字加方括号标注于正文涉及的地方
或所指引部分的右上角。
3其他
（1）来稿必须执行太钢有关的保密制度。
（2）编辑过程对来稿有删改权，如不愿意
者请声明。
（3）稿件刊用与否均不退回。
（4）来稿一经刊登，将按《太钢科技刊物
稿酬规定》酌付稿酬，并赠送当期杂志一份。
（5）来稿请写明作者真实姓名、详细工作
地址和联系电话。
（6）太钢技术中心科技信息室联系方式：
联系电话：2132206。
E-mail：[email protected]
《太钢科技》热忱欢迎太钢广大科技工作
者踊跃投稿，所发表的文章均可作为工程师
等职称评定的依据之一。
64! !