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含钛夹杂在X120钢中析出及对铁素体形核的诱导
肖步庆
(河北邯钢集团邯宝钢铁有限公司炼钢厂,河北邯郸;056015)
摘 要:运用热力学计算了X120管线钢含钛夹杂物在钢液中的析出条件,以X120管线钢钛的目标成分ω(Ti)=0.015%计算,当ω(Al)=0.00035%~0.00330%时,生成Al2O3·TiO2;ω(Al)>0.00330%时,则有Al2O3生成;要生成纯的MgO夹杂,钢中ω(Mg)>1.62×1013;ω(Mg)=0.0008%就可以生成2MgO·TiO2复合夹杂;X120管线钢没有纯的MgO夹杂,X120管线钢中会生成2MgO·Ti2O3、MgO·Al2O3、SiO2、Al2O3、Ti2O3、MnO等脱氧产物,这些脱氧产物还会和硫化物一起形成复合夹杂物。对夹杂物扫描电镜的观察与热力学计算的结果一致。在扫描电镜下观察了含钛夹杂物对铁素体的诱导,表明X120管线钢中含钛夹杂具有很好的诱导铁素体形核能力。
关 键 词:X120管线钢;含钛夹杂物;诱导铁素体;析出
日本曾在第6届国际钢铁大会上提出了“氧化物冶金”的概念[1],即控制钢中氧化物的组成,使之细小、弥散并成为异质形核核心,通过组织超细化控制钢材性能。运用超纯净X120高级别管线钢自身存在的夹杂物,对奥氏体相变过程中的铁素体进行锈导,不仅消除这些夹杂物对钢的危害,而且使夹杂物成为X120高级别管线钢的增韧剂,提高管线钢的强度,改善X120钢的落锤撕裂性能、韧性及焊接等综合性能。
河北邯钢集团(以下简称邯钢)一直致力于X120级管线钢开发,目前氮化物对铁素体的诱导及其析出规律研究较多,而含钛复合夹杂物在X120钢中进行夹杂物诱导铁素体相变报道较少。邯钢为了提高X120钢综合性能,尝试夹杂物有益化利用技术,在试验室进行了管线钢冶炼和相关研究,在X120钢中研究含钛复合夹杂物析出及其对晶内铁素体的形核诱导。
1 试验过程
为了研究含钛夹杂物在X120钢中的形核诱导作用,用50kg真空感应炉冶金1炉X120管线钢,对化学成分和钢中气体进行分析,满足设计要求(成分如表1所示),然后锻成Φ25mm圆棒,切成60mm长样棒,在有氩气保护硅钼棒炉重熔,用钼棒进行搅拌,使钢液成分均匀,保温15~30min,35K过冷度下在自制铜结晶内浇铸,该结晶器设备内为楔形镍铜合金,镶嵌焊接在一个方形水箱中,一共3组。水箱可以通水冷却,冷却流量可以通过出入口调节,每次试验记录出炉温度时间和终冷时间,共进行7次试验,将所得7个钢样进行研磨与抛光,用4%的硝酸酒精浸蚀15s,用Cambridges—250MK3扫描电镜对夹杂物形貌进行观察,对夹杂物成分用能谱仪进行分析。
2 X120钢中含钛夹杂物析出
X120管线钢是低碳微合金高强度钢,添加了十几种合金元素,考虑Mg、Al、Ti等最活泼元素的脱氧化产物在钢液中的相互作用。有报道指出[2]在MgO-Al2O3-Ti2O3的三元系内不存在三元化合物,仅需考虑含钛二元化合物。由Al2O3-TiO2相图可以看出二元产物是Al2O3·TiO2(见图1)。而由MgO-TiO2二元相图可以看出此二元系可以形成正钛酸镁(2MgO·TiO2)、偏钛酸镁(MgO·TiO2)、二钛酸镁(MgO·2TiO2)3种化合物(见图1)。研究表明即使TiO2过剩也通常总是倾向生成正钛酸镁[2]。因此,此三元系仅需考虑Al2O3·TiO2和2MgO·TiO2析出就行。
3 含镁复合夹杂物析出热力分析
3.1 各元素的活度系数的计算
1873K下钢液中各元素C、Al、O、N、Ti、Mg等相互作用系数见表2[3-5]。计算1873K时X120管线钢钢液中各元素的活度系数如表3。
X120管线钢中可能存在的化学反应[5]:
[Mg]+[O]=MgO[S]
△G1①=﹣89975-80.021T J/mol (1)
2[Al]+3[O]=Al2O3(g)
△G2①=﹣1226832+390.66T J/mol (2)
MgO(S)+Al2O3(g)=MgO·Al2O3(g)
△G3①=﹣35530-2.09T J/mol (3)
[Mg]+2[Al]+4[O]=MgO·Al2O3(g)
△G4①=﹣1330595+305.619T J/mol (4)
2MgO(S)+TiO2(S)=2MgO·TiO2(S)
△G5①=﹣25522.4+12.552T J/mol (5)
[Ti]+2[O]=TiO2(S)
△G6①=﹣675552+228.329T J/mol (6)
2[Mg]+[Ti]+4[O]=2MgO·TiO2(g)
△G7①=﹣881024.4+80.841T J/mol (7)
2[Ti]+3[O]=Ti2O3(S)
△G8①=﹣1072872+346.0T J/mol (8)
TiO2(S)+[Ti]=2Ti2O3(g)
△G9①=﹣118585+18.19T J/mol (9)
[Mn]+[O]=MnO(S)
△G10①=﹣288773+126.82T J/mol (10)
[Si]+2[O]=SiO2(S)
△G11①=﹣594128+230T J/mol (11)
3.2 不同脱氧产物热力学计算
X120管线钢中不同脱氧产物之间的关系见图2,1873K时钢中最可能生成的钛的脱氧产物是Ti2O3,由式(9)可以计算出在X120管线钢的成分下,1873K时TiO2与Ti2O3相互转换的ω(O)是0.0023%,而钢进行脱氧时钢中的ω(O)远大于0.0023%,因此钛脱氧时生成的产物主要是Ti2O3。
1873K时Mg-Ti平衡热力学关系见图3,X120管线钢中要生成纯的MgO夹杂,钢中ω(Mg)>1.62×1013,因此X120管线钢中不可能生成纯的MgO夹杂,取X120管线钢钛的目标成份ω(Ti)=0.015%计算,ω(Mg)=0.0008%就可以生成2MgO·TiO2复合夹杂,因此X120管线钢中镁钛复合夹杂为2MgO·TiO2。
1873K时Al-Ti平衡热力学关系如图4,以X120管线钢钛的目标成分ω(Ti)=0.015%计算,当ω(Al)=0.00035%t0.00330%时生成Al2O3·TiO2,ω(Al)>0.00330%则有Al2O3生成。X120管线钢中的ω(AlS)远大于0.0033%,因此X120管线钢中不会形成纯的铝钛二元夹杂物。
1873K时不同的脱氧产物析出热力学计算见图5,X120管线钢是微合金高强度钢,钢中锰、硅含量都很高,因此在1873K脱氧平衡时有锰、硅的氧化产物生成。X120管线钢在钢液温度降低及其凝固过程中还会有MnS等夹杂析出。
热力学计算表明,X120管线钢中含有铝、钛、镁,会生成2MgO·Ti2O3、MgO·Al2O3、SiO2、Al2O3、Ti2O3、MnO等脱氧产物,这些脱氧产物还会和硫化物一起形成复合夹杂物,夹杂物的类型与成分与扫描电镜中观察的一致。
4 试验结果
用Cambridges-250MK3扫描电镜对夹杂物形貌进行观察(见图6),夹杂物与铁素体有着明显的位向关系,铁素体在夹杂物周围呈放射状生长,表明铁素体由夹杂物诱导生成,含钛夹杂物对铁素体的这一诱导形核作用被很多学者所证明[6-7]。
对夹杂物成分进行能谱分析,发现在X120管线钢中大量的夹杂物周围有铁素体生成,夹杂物与周围的铁素体有着明显的位向关系,说明这些夹杂物具有铁素体诱导作用。正如热力学计算的那样,这些夹杂物主要是由铝、镁、钛氧化物与硫化物组成的复合夹杂物。研究表明能有效铁素体诱导形核的夹杂物通常不是单一的相,有复杂的多相组织[8-10]。有学者认为钛的氧化物和氮化物诱导铁素体形核最有效[11],而另一些提出硫化锰[12]、富铝夹杂物[13]、或稀土氧化物[13]。在X120管线钢中对含钛复合夹杂诱导铁素体形核的观察说明,含钛复合夹杂物能够诱导铁素体。
关于夹杂物能促进铁素体形核的理论很多,笔者认为含钛复合夹杂物之所以能够诱导形核,可能与其有利于其周围形成锰的贫乏区有关,这有助于相变温度的提高,从而促进铁素体的形成。
通过试验,可以看出X120管线钢中含钛夹杂物确实对有着形核诱导作用,邯钢邯宝炼钢厂将结合试验研究,在工业生产中调整合金成分和过程控制,使钢中形成弥散分布的细小含镁复合夹杂物,以细化组织,下一步要在工业应用中进行对比研究。
5 结论
1)X120管线钢中含钛复夹杂物具有诱导铁素体形核能力。
2)通过热力学计算,取X120管线钢钛的目标成份ω(Ti)=0.015%,X120管线钢中要生成纯的MgO夹杂,钢中ω(Mg)>1.62×1013;ω(Mg)=0.0008%就可以生成2MgO·TiO2复合夹杂;因此X120管线钢中镁钛复合夹杂为2MgO·TiO2。当ω(Al)=0.00035%~0.00330%时,生成Al2O3·TiO2;ω(Al)>0.0033%,则有Al2O3生成;X120管线钢中的ω(AlS)远大于0.0033%,因此X120管线钢中不会形成纯的铝钛二元夹杂物。
3)X120管线钢铝和钛等元素的脱氧产物,和钢中硫作用形成复合夹杂物,在对X120管线钢扫描电镜分析中得到进一步证实。
[参考文献]
[1] Mills A R,Thewlis G,Whiteman Nature of inclusions in metals and their influence on formatioil of acicular ferrite[J].Materials science and Technology,1987,3(12):1051—1061.
[2] Lee J L,Pan Y T.Effect of silicoil content on the microstructure and toughness of simulated heat-affected zone in titanium killed steels[J].Materials Science and Technology,1992,8(3):236—244.
[3] 梁连科,车荫昌,杨怀,等.冶金热力学及动力学[M].沈阳:东北工学院出版社,1990.
[4] 李尚兵,王谦.铝镁合金脱氧热力学分析与实验研究[J].铁合金,2007(2):23—27.
[5] 李文超.冶金与材料物理化学[M].北京:冶金工业出版社,2001.
[6] 杨颖,王福明,宋波,等.非调质钢中钛氧化物冶金行为[J].北京科技大学学报,2005,27(5):540—544.
[7] Byun J S,Shim J H,Cho Y W,et al.Non-metallic inclu-sions and intragranular nucleation of ferrite in Ti-killed C-Mn steel[J].Acta Materialia,2003,51(6):1593—1606.
[8] Farrar R A,Harrison P L.Aeicular ferrite in carbon-manganese weld metals:an overview[J].Journal of Materials Science,1987,22:3812—3820.
[9] Hajeri K F Al.Particle-stimulated nucleation of ferrite in heavy steel section[J].ISIJ Int,2006,46(8):1233—1240.
[10] Kojima A Super high HAZ toughness technology with fine microstructure imparted by fine articles[J].Nippon Steel Technical Report,2004(380):225.
[11] Hatano H.Effect of Ti and B on microstructure of 780MPa ClaSS high strength weld metal[J].Tetsu-to-Hagane,2005,91(4):397—402.
[12] Furuhara T.Multiphase crystallography in t he nucleation of int ragranular ferrite on MnS+V(C,N)complex precipitate in austenite [J].ISIJ Int,2003,43(12):2028—2037.
[13] Zhang Z.and Farrar R A Role of non-metallic inclusions in formation of acicular ferrite in low alloy weld metals[J].Materials Science and Technology.1996,12(3):237—260.