氧化物冶金技术的理论与工艺.pdf

2 0 0 5年第 2期 世界钢铁 氧化物冶金技术的理论 与工艺 中 郑庆朱立新 上海宝钢研 究院冶金工艺所 摘要 细小氧化物夹杂可以作为非均匀形核质点在奥氏体晶粒内部诱发针状铁素体组织， 从而产生细化晶 粒的效果。这项被称为氧化物冶金的技术对于提高某些高强度低合金钢焊接热影响区的韧性有着非常好的 效果 ， 其技术关键在于对凝固前沿及其后形成的二次夹杂进行精确控制。 关键词H A Z 晶内针状铁素体夹杂物 1 前 言 氧化物冶金技术 是一项近 1 O年来 受到 国际 冶金材料学术界 和产业界广 为关 注的前沿技术。 这一技术对于改善高强度低合金钢种 H S L A 的 焊接热影响区 H A Z 韧性、 推动超细晶粒钢种的 开发有着非常重要的意义， 有望得到大规模产业 化应用 。 高强度低合金钢是一种应用广泛的结构钢， 在大多数情况下要求其具有优良的焊接性。其焊 接性主要包括两个方面， 其一是裂纹敏感性， 即要 求钢材具有足够的韧性； 其二是焊接热影响区的 力学性能l 1 “J 。焊接时， 焊缝金属发生局部重熔。 焊后冷却过程中， 熔合线附近晶粒则粗化形成粗 晶热影响区 C G H A Z ， 粗晶组织导致局部强度和 韧性 降 低。因此 ， H A Z成 为 钢铁 构 件 的脆 弱 区 域。近半个世纪以来， 通过微合金化、 纯净化冶炼 和控轧控冷等技术的应用， 高强度低合金钢种母 材和 H A Z的强 度和韧性 均得到很大 的提高 。特 别是采用 T i 微合金化， 使钢中形成了 T i N粒子， 可以有效抑制焊接过程 H A Z奥氏体晶粒的长大， 大大减小 H A Z的韧性降低 幅度 ， 这项被称 为 T i N 冶金的技术 目前已在高强度低合金钢中广泛应 用l 5 ～ 6 j 。近年来， 随着管线、 桥梁、 海上采油平台、 高层建筑钢结构 、 压力容器越来越多地采用大规 格、 高强度钢板， 要求钢板可以采用大幅度提高焊 接效率的单面埋弧焊、 气电焊或电渣焊等大线能 量焊接技术进行焊接 。焊接线能量输入从原来较 低的手弧焊 ≤2 5 k J ／ c m 、 自动焊 ≤3 5 k J ／ c m 提 高到5 0 ～1 5 0 k J ／ c m， 甚至更高 峰值温度将达到 或超过 1 4 0 0 C， 从而使 C G H A Z晶粒粗化倾向更加 明显， 即使 T iN粒子本身， 在 1 2 0 0 ℃以上高温下， 也将因 O u s tw a l d 熟化过程而长大、 重熔而减弱并 失去对奥氏体晶粒的抑制作用一 ．8 j ， 这就给传统 的高强度低合金钢带来新的课题 ， 即焊接热影响 区 H A Z 的性能 强度和韧性恶化 ， 易产生焊接 冷裂纹等问题l 9 ． 】 。众所周知， 大型桥梁、 管线、 压力容器等工作负荷 压力 、 承重及工作条件 越 来越大， 对焊接结构钢的止裂性能的要求也愈来 愈高 ， 除要考虑钢的韧一脆性转变温度外 ， 提高延 性断裂的止裂性能则显得更为重要 ， 因而 ， 进一步 改善高强度低合金钢材 H A Z韧性非常迫切。 1 9 9 0年， 在 日本名古 屋召开的 国际钢铁大会 上 ， 新 日铁研究人员首 次提 出氧化 物冶金技术 的 概念， 其基本原理是在钢中弓 f 人细小弥散的 T i2 0 夹杂物 ， 而且 ， T i 2 0 比 T i N稳定 。这些 T i 2 0 夹杂 物在焊接后 的冷却过程中起到非均匀形核质点的 作用， 在奥氏体晶粒内部诱发针状铁素体组织 I G F或者 A F ， 即原始奥氏体晶粒被分 割成 多个 针状 铁 素 体 晶粒， 起 到 细 化 H A Z组 织 的 效 果 1 1 ～ 1 4 ] 2 焊接对钢材微观组织性能的影响 焊接时输入热， 使焊缝经历一个热循环， 在焊 缝金属区， 钢本身发生熔化。在熔合线和未受热 影响的基体材料之间形成 H A Z 。紧靠熔合线的基 体金属温度接近钢的固相线温度， 因此 ， 该区域显 微组织迅速 粗化 ， 成 为粗 晶热影 响 区 G c I _ 。 随着距熔合线距离的增大， 热循环峰温下降， 在某 一 区域达到的一个 温度范围相 当于正火温度 ， 这 个 区域为细晶热影响区 G R I - I A Z 。离熔合线 的距 离再进一步增大时 ， 钢被加热进入 a了两相区和 不发生任何相变区。这两个区域分别为两相区和 维普资讯 2 2 0 0 5年第 2期 亚临界热影响区。从一个 区到另一个区的过渡是 连续 的。 在多层焊接情况下 ， 一次形 成的热影响 区显 微组织将经受二次过程。如生成两相区或亚临界 粗晶热影响区 I C G C H A Z或 S C G C H A Z ， 情况则变 得更为复杂 。 焊接热循 环过程伴 随 H A Z中微观组织 而变 化 ， 粗晶热影响区的相变组织是影 响 H A Z韧性水 平的主要 因素。G C H A Z奥氏体在冷却过程 中发 生相 变， 相变组 织主要取决于材 料的淬透性和冷 却速度， 还取决于是否存在抑制晶界铁素体的 B 以及晶内是否有促进铁素体形核的细小粒子， 如 T i 2 O l l 2 ． j 。可能的相变组织包括铁素体、 珠光 体、 上贝氏体、 下贝氏体、 马氏体等。 采用氧化物冶金技术就是通过利用晶内细小 弥散 的 T i 2 3 或者 T i O， 在 6 6 0～6 1 0 C温度范 围诱 发 I G F ， 且一 般在一 个夹杂物 粒子上 同时有 多个 I G F生成。这种针状铁素体组织内部具有较大的 位错密度； 加之其位向杂乱， 原始奥氏体晶粒被分 成几个位 向不 同的区域 ， 区域间位 向差较 大的边 界能够较好地 阻止裂纹扩展 。因此 ， 这种组织具 有很高的韧性l 1 ， “ j 。 断裂力学的研究表明， 为了避免焊接件断裂， 要求部件母材和焊缝都必须有足够的韧性值， 以 阻止已存在的裂纹扩展。在通常情况下， C G H A Z 的韧性一般都较低， 其原因在于晶粒粗化引起强 度和韧性同时降低。因此， 高强度低合金钢的合金 设计和焊接工艺均非常重视细化 H A Z组织 1 8。 3 晶内针状铁素体 I GF形成机制 近 年 来 ，国 外 对 于 I G F 开 展 了 较 多 研 究[ ～ 14 , ， “ ， ] ， 对 H A Z内生成的 I G F 可以提高其 强韧性已基本形成共识， 但对于 I G F的形核原理， 则有不同的观点。综合起来看， 认为晶内针状铁 素体的形核有如下四种机制 3 ． 1 低界面能机制l加～ j 这一理论的依据是， 与铁素体晶体结构相近 的非金属夹杂物能够降低铁素体形核的界面能， 从而诱发 I G F的形成。按照这一理论， 与铁素体 同为体心立方结构的 T i N 、 T iO、 M n S 、 V C 、 V N与铁 素体的 1 0 0 晶面的错配度较小， 分别为3 ． 8 ％、 8 ． 8 ％、 3 ． 1 ％、 1 ． 1 ％和 1 ． 3 ％， 容易诱 发 I G F 。也 就是说 ， 与 I G F有 着 良好共 格 关 系 的夹 杂 物 对 I G F的形成最有利 。一些研究也证 实， I G F可 以依 托 M n S 、 T i N、 V C、 V N为形核质点形成 I G F ， 但这一 理论显然无法解释具有六方结构、 与铁素体晶格 错配度高达 2 6 ． 8 ％ 的 T i 2 O 3诱发 I G F这一 事 实[ 1 6 ] 。 3 ． 2 阳离子空位机制一 1 5 , 2 5 J 所有 T i 的氧 化物均 富含 阳离子 空位。 由于 F e 及其它金属原 子在金属基 体 中的扩散是通 过 阳离子空位进 行的 ， T i 的氧 化物 T i 2 O 可 以成 为 M n S 和 T i N的形核质点形成复合夹杂物， 该复合 夹杂物又将成为 I G F的形核核心。但这一机制不 能解释同样富含阳离子空位的 T i 的氧化物， 如 T i O ， 未能诱发 I G F的原因。 3 ． 3 应变诱 导机制l 由于膨胀系数不 同， 夹杂物周 围的奥 氏体 晶 粒会产生应变， 这种畸变为铁素体的形核提供激 活能 。T i 的氧 化物在 8 0 0～5 0 0 C范 围均 具有较 小的热膨胀系数 ≤1 0 1 0 I 6 ， 而奥氏体相应热 膨胀系数为 2 01 0 ～， 它们之间应变场有利于形 成新相。由于钢 中夹 杂物 多为非均匀 形核 ， Mn S 常常 以 T i 的氧化物 为核心析 出， I G F形核核心往 往富含 M n S ， 而 M n S与奥氏体之间的热膨胀因数 非常接近 ， 这是这一机制难以解释清楚的地方 。 3 ． 4 贫 Mn区机制 l ， ， 3 o ， j M n 是较强的奥氏体稳定元素， M n 在奥氏体 和铁素体中的扩散系数均较低， 处于 T i O 夹杂 附近金属基体中的 M n 被吸附至富含阳离子空位 的T i 2 O 3 夹杂周围或者内部， 但由于 H A Z处于高 温的时间 比较 短 ， 距 离 T i 2 O 夹杂 较远 的金属基 体中的 M n不能及时补充到夹杂物邻近区域， 造 成 T i2 O 3 夹杂周围形成一个贫 M n区。M n 为强的 奥氏体稳定化元素， 贫 M n区的存在使奥氏体的 稳定性下降， 增大了铁素体形核的驱动能， 即有利 于 I G F 形核。虽然一些作者质疑 M n S周围是否 存在贫 M n区， 但由于金属原子在焊接热循环过 程中的扩散距离极短 ， 可能只有数十个纳米 ， 采用 常规的能谱分析方法很难检测到 M n的浓度梯度。 至今提出的这 四种 I G F的形核机制 ， 无一例 外与钢中的夹杂物密切相关， 但都不足以完整解 释 I G F 的形核过程。学术界认为， I G F的形核不 应该 只是单一机制 ， 可能是上述机制 中的数种联 合起作用。钢中发生的奥氏体向铁素体转变时， 虽然 I G F的形核温度稍高l 16 , ， 但晶界更容易形 成魏德曼铁素体 魏氏组织 ， 晶内易形成多边形 铁素体， 这两种铁素体组织会恶化 H A Z性能， 因 维普资讯 世界钢铁 3 而， 必须使奥氏体优先完成向 I G F的转变。S h im 的研究发现[ 3 2 ] ， 在冶炼中用 N i 代替钢中的 M n ， 经历同样的工艺过程， T i 2 3 夹杂便不再诱发 IG F ， 即证 实 Mn在 I G F的形 成 中具有 重要 作用 。因 此 ， I G F的形 成与 T i ， 0 夹杂 的某些 特性有关 ， 特 别是与 T i 0 夹杂周围形成的贫 M n区有关， 具体 机制尚待进一步研究。 4 诱发 I G F的夹杂物种类和大小 新 日铁 的研究l 1 1 ． 1 ] 认为 ， 很多种类 的夹杂物 可能诱发 I G F ， 但该文献给出的实例是 T i2 3 和 Z r O ， 。J ． G r e g g的研究证实 ， 在各 种 T i 的氧化 物中， 只有T i2 0 3 才能诱发 I G F 。H o n a m a 等人发现 在凝固前沿和钢水中， 在不出现复合夹杂物情况 下， T i 的氧化物只能 以 T i 2 0 3 一种形式存在 J 。 现在普遍认为， 诱发 I G F的夹杂物是 T i2 3 。尽管 也有试验报道 ， M n S和 T i N也能促进 I G F形核 3 ， 考虑到 Mn S和 T i N会在其 它夹杂 物上非 均匀形 核， 即在较高温度下析出或在液相中形成的 T i 2 0 成为较低温度下析出夹杂物的形核质点。当复合 析出的夹杂物中的 T i 0 非常细小时， 能谱分析 不一定会 出现氧元素的衍射峰， 造成不含 T i 2 0 的假象 。 一 些研究热锻过程 I G F形核 的文献则报道 ， V C 、 v N 也 可 以 起 到 与 T i， 0 类 似 的 效 果[ 2 2 , 3 3 , 3 6 , 3 7 ] 。与夹杂 物 的类 型 同样重 要 的是夹 杂物的大小。能谱分析表明， IG F核心是直径 0 ． 2 ～ 2 tm a 、 分布密度为 5 0～6 0 个粒子／ m Ⅲ 的 T i ， 0 颗 粒 ， 这与笔者在研究中发现直径为0 ． 2～0 ． 4 的 T i2 0 颗粒诱发针状铁素体的结果是吻合 的[3 8 J ， 其 它 一些 研 究 者也 作 出 了相 似 的结 论[ 3 9 , 4 0 ] 。钢中比较粗大 的夹杂物 一般不 容易成 为 I G F的形核核心 ， 因为高强度钢 的晶粒均较细 小。施焊时， H A Z中奥氏体晶粒一般仅数十个微 米大小 ， 比较粗大的夹杂物 ， 由于界面能 的原因往 往优先在晶界析出， 较低温度时在晶界成为晶界 铁素体组织的形核质点， 而且 ， 夹杂物与基体之间 的畸变随夹杂 物变大而急剧增加 ， 过大的畸变场 容易成为裂纹源而损害钢材韧性。 通常， 把脱氧过程在钢水中形成的夹杂物界 定为一次夹杂， 而把凝固过程及其后固态相变中 形成的夹杂界称为二次夹杂 。 对于冶炼过程中经历钛脱氧 即采用钛单独 脱氧或者与其它脱氧剂联合脱氧 的钢来说 ， 一次 夹杂物通常比较粗大， 达数个微米 ， 甚至更大。在 高温下镇静或者凝固时采用较慢的冷却速度均比 较容易除去这些粗 大夹杂 物 ， 对 I G F有贡献 的是 钢 中的二次夹杂[ 4 1 ] 。因此 ， 氧化物冶金技术 的关 键问题在于如何获得这种夹杂物， 即形成夹杂物 的工艺条件 5 T i 2 0 3 有利夹杂物形核长大机理及试验验证 5 ． 1 夹杂物 的形核 一 些学者研究 了 T i 2 O 夹杂在凝 固前沿 的形 核机理[ 舵～ 4 6 ] ， T i 2 0 3 形核是 建立在 以下平 衡关 系 上 的 2 [ T i ] 3 [ O ] T i 2 0 3 ⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯ 1 L o g t2 T i／ a } i a 一 ． H ] O a 5 6 0 5 8 ／T 1 8 0 8 ⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯ 2 其 中 a为活度。 凝固前沿的一个很重要的特征是存在成分和 温度起伏。由于成分起伏， 凝固前沿液相侧溶质 原子富集， 使枝晶臂与钢液之间存在溶质浓度差。 当T i 和 O的溶度积超出平衡值时， 则发生 T i 2 3 的形核和长大 ， 即这种浓度差是夹杂形核长大 的 驱动力。由于钢液凝固需要一个过冷度， 凝固前 沿同样存在温度起伏， 这种过冷进一步增大反应 式 1 的驱动力， 而式 2 中的 则考虑了温度起 伏以后的实际温度。这种由凝固前沿成分和温度 起伏所导致 的溶质过饱和度非 常小 ， 溶质原子扩 散距离短， 在这种条件下形成的夹杂物有可能非 常细小。图 1 为 T i， 0 夹杂在凝固前沿形核示意 图 固 距 离 图 l 氧化物夹杂在凝固前沿的形核长大 维普资讯 4 2 0 0 5年第 2期 5． 2 夹杂物 的长大 凝固前沿钢液 中的溶 质原子 的扩散导致 T i， O 夹杂的长大。G o to 等人_ 4 2 圳用数学模型研 究了 T i， 0 夹杂的长大过程。夹杂物的大小主要 取决于凝 固冷却速度和凝 固界面溶质浓度， 文 献[ 4 2 3 中给出两种不同冷速条件下的夹杂物大小 计算实例， 如图2 所示。根据计算可知， 这种在凝 固前沿形核 ， 经历较短成长时 间所 获得 的夹杂物 非常细小。而对于慢速冷却的状况 如炉冷 ， 夹 杂将逐渐长大至数个微米。但必须指 出的是， T i ， 0 颗粒的大小同时受钢锭冷却速度 、 钢水成分 以及夹杂物形貌 是否形成复合夹杂 等因素的影 响 ， 因而 ， 不同研究者得 出的 T i O 3 夹杂 的粒度是 不一致 的 图 2 不同冷却速度下的氧化物夹杂大小计算实例 5 ． 3 夹杂物形成的试验验证 上述理论模型是基于夹杂物均匀形核假设 的。实际上 ， 夹杂物形核是一个非均匀过程 ， 即凝 固前沿夹杂物依托已有夹杂物形核， 表现为夹杂 物多以复合夹杂形式存在， 钢中其他氧化物、 氮化 物 、 特别是硫 化物夹 杂均 可能影 响 T i ， 0 夹 杂形 态。 笔者针对 X 7 0 级管线钢进行的研究表明， 对 比同一成分、 经历 S i 、 M n 、 T i 联合脱氧的钢水， 水 淬试样 钢液快速冷却 ， 平均 冷速达 6 0 0～8 0 O K ／ ra i n 中的夹杂物基本 由 Mn的氧化物或者 硫化物 组成， 除了少量比较粗大的夹杂 含 A l 、 S i 、 M n 、 T i 、 S 和 O等成分， 粒度为数个微米 ， 大多数夹杂物 中的 T i 含量很低， 甚至不含 T i ， 粒度在 0 ． 0 5 tt m左 右。与之对照的炉冷试样 平均冷速 6 K ／ m i n 中 夹杂物主要为 M n S与 T i2 0 或者 T iN形成的复合 夹杂 ， 粒度一般在 0 ． 1 ～0 ． 2 t m a 范围。经分析 ， 水 淬试样中的粗大夹杂为一次夹杂 ， 细小的二次夹 杂源于水淬过程未能完全抑制的凝固前沿反应。 而炉冷试样中的夹杂物为凝固前沿析出产物。这 一 实验证实， T i 2 O 和 T i N不在液态钢水中形成， 而是来源于凝固前沿的扩散过程， 这与上述形核 机理 吻合 。 铸态试样中观察到的夹杂物一般为复合夹 杂， 凝固前沿析出的 T i o 3 颗粒在后续冷却过程 中成为其它析出物的形核质点。这些析出物主要 是 M n O、 S i o 2以及 Mn S 。其中 M n O、 S i o 2 可以单独 或者同时与 T i 0 形成复合夹杂物。复合夹杂的 成分和形貌视钢水中的 T i 含量而定 4 1 J 。当 T i 含 量较低时， 复合夹杂含有较多的 M n ， 以及少量的 S i ， 由于较低 T i 含量下复合夹杂析出温度与 M n S 析出温度接近， M n S 会“ 嵌” 人复合夹杂， 即形成含 T i 、 M n 、 S i 、 O和 S 的复合夹杂。随着钢水中 T i 含 量升高 例如≥1 0 0 p p m， 1 p p m1 0 ， 夹杂物中的 T i 含量也升高， S i 、 M n含量相应降低。由于此时 含 T i 、 M n 、 S i 和 O复合夹杂的形成温度升高， M n S 析出时复合夹杂已完全凝固， 在较低温度下析出 的 M n S往往包裹在复合夹杂外层。因此， 实际观 察到的夹杂物大小很大程度上取决于 M n O 、 S i o 2 和 Mn S的析出过程 。 6 控制 0 3 夹杂形成的工艺条件分析 由于诱 发 I G F的 T i O 3 夹杂来源于凝 固前沿 的过饱和析 出， 凝 固前沿存在多种可能的反应 ， 除 式 1 所示的形成 T i 2 O 的反应之外 ， 以下三个反 应与之密切相关 2 [ A 1 ] 3 [ O ] A 1 2 o 3 ⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯ 3 [ T i ] [ N ] T i N ⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯ 4 [ A 1 ] [ N ] A 1 N ⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯ 5 钢中 O 、 N在 T i 与 A 1 之间的分配决定了凝固 前沿形成的夹杂物种类。因而， 在冶炼工艺上需 要进行精确的控制， 主要是对脱氧工艺及脱氧元 素含量的控制。 6 ． 1 脱氧 脱氧剂的选择和加 T i 前钢水氧位是影响夹 杂物成分及粒度的重要因素。一些文献强调氧化 物冶金需要控制 A l 含量 ， 要求钢中[ A 1 ] 为 4 JD ～ 5 0 p p m， 甚至更低E4 6 J 。低 A l 的目的之一当然是避 免使 A l 和 T i 竞争形成 A l 2 0 3 ， 而不是 T i2 0 3 。另一 目的则是为了在钢中维持相对较高的氧位， 文献 中给出的实例为 1 0 ～4 0 p p m范围l 。因此 ， 在用 T i 终脱氧之前采用 S i 、 Mn以及少量 的 A l 脱 氧是 适宜的。早期研究提出直接采用 T i 脱氧的工艺 尽管也能在凝固前沿形成细小 T i 0 夹杂， 但高 维普资讯 标准分享网 w w w .b z f x w .c o m 免费下载 世界钢铁 5 氧位下直接 采用 T i 脱 氧容易形成粗大的一次夹 杂对钢材使用性能不利_ 3 8 ．∞， 。 6 ． 2 T i 含量 微 T i 处理的钢种， 一般要求钢中 T i／ N值稍 低于理想化学配比值 3 ． 4 2 即 T i ／ N原子配比 1 1 ， 以达到最佳的细化高温奥氏体晶粒效果， T i／ N 值过大或过小都将削弱其效果_5 卜 。根据这一 原则， 大多数高强度低合金钢种都将 T i 质量分数 设计成 0 ． 0 1 5 0 ％或者略高。最近的研究_4 1 _ 发现， T i 含量影响 M n S 的析出形貌， 这可能对焊接过程 中夹杂物诱发 I G F 有着非常重要的意义， 较高的 T i 含量倾向于在 T i O 夹杂外面形成“ 包裹” 型的 M n S ， 这种复合夹杂物在相变中的作用更接近 M n S ， 而不是 T i 2 O 。因此 ， 在一些研究 中， 把钢 中 T i 质量分数设计得比较低， 只有不高于 0 ． 0 1 ％， 才能形成 M n S “ 嵌入” 型复合夹杂。为保障钢材的 其它性能， 需要相应地控制钢中氮含量。 7 氧化物冶金技术的应用及发展前景 氧化物冶金作为一种细化 H A Z晶粒的新技 术对于高强度 、 大线能量焊接钢种有着非常重要 的意义 ， 自从新 日铁提出这一概念 以来 ， 各主要产 钢 国均致力于其机理和应用的研究。虽然 目前公 开报道的实例仅局限于高级别管线钢和非调质钢 的试生产， 但这一技术可望对一些高强度低合金 钢的品种 、 质量和工艺流程产生深远的影响。 对于 X 8 0和 X1 0 0级管线钢 ， 其金相组织主要 是针状铁素体／ 贝氏体区域， 通过形变强化其晶粒 直径只有数个微米。因此 ， 焊接过程晶粒长大的 驱动力 很 大 晶粒 长大 驱动 力 与 晶粒 大小 成反 比 。为了改善 H A Z的低温韧性 ， 需要尽可能抑 制焊接过程的晶粒长大。一种办法是通过添加合 金元素提高淬透性 ， 但合金元素添加过多会使工 地焊接性能有很大幅度降低， 须采用预热和焊后 热处理等措施l 。采用氧化物冶金技术可以 实质性改善 H A Z低温韧性而无须添加太多的合 金元素。新 日铁的研究表明， 采用氧化物冶金技 术后， X 8 0 级管线钢的低温韧性较传统的 T iN冶 金明显提高_ 5 6 l 图 3 。 图 3夏 比冲击试样冲 击功 与焊缝位置 的关 系 氧化物冶金技术另一个重要的应用领域是非 调质钢生产。其原理为利用 V C 、 V N阻止热锻 S L 过程奥氏体晶粒粗化。在锻 e L 后， V C 、 V N 作为形核质点诱发晶内铁素体组织细化晶粒。背 反射电子图象分析表明， V C 、 V N等以富含阳离子 空位型氧化物， 如 M n O的复合氧化物夹杂为核心 形核长大的 ， 由此得 到的热 锻 轧 态 的非调质钢 具有比淬火回火钢还高的低温韧性。新日铁采用 氧化物冶金技术生产的铁素体珠光体型非调质钢 实例如表 1 [ 5 7 ,5 8 ] 所示。 表 1 晶内铁素体非调质钢的化学成分和力学性能 上述晶内铁素体型非调质钢所具有的高强度 和优良韧性非常适合于制造汽车零件， 现已大量 用于制造汽车轴和连杆等部件。 2 0 世纪 9 0年代， 世界主要产钢国相继开展 了新一代钢铁材料的研究。在新一代钢铁材料的 研究 中， 最引人注 目的是超细晶粒的研究 ， 通过超 细晶粒 0 ． 1～1 ／ n ， 工 业控 轧控 冷钢 晶粒 度 5～ 5 0 t,-m 实现钢材强度和使用寿命翻番的目标[ 。 但是， 细晶使晶粒长大的驱动力很大， 超细晶粒钢 焊接的最大问题就是 H A Z的晶粒长大倾向， 即使 维普资讯 2 0 0 5年第 2 期 采用激光焊 、 超窄间隙 M A G焊 、 脉 冲 M AG焊等低 热输入 焊 接 方 法[ 6 0 ] ， H A Z晶 粒 也 会 粗 化 ， 造 成 H A Z与母材之间的性能不匹配 。 从氧化物冶金技术 的原理及使用的实际效果 来看， 这种通过调控相变细化晶粒组织改善韧性 的方法同样适合于超细晶粒钢种。 制约氧化物冶金技术应用的主要因素是其工 艺复杂性 。由于这一技术 由新 日铁等少数厂家垄 断 ， 目前对于 I G F形 成机理 尚难达成一致 的情况 下， 在冶炼过程中对有利夹杂物形态控制的要求 也难以确定 ， 再加上夹杂物控制技 术长久 以来是 钢铁冶炼 中的难点 问题 ， 有关 氧化物冶金技术 的 机理及其工艺的开发进展比较缓慢。为尽快推动 这一技术实现工业应用 ， 一方 面需要 在基本掌握 I G F 形成规律基础上进行关键工艺的开发， 特别 是进行复杂的热力学分析及精确的冶炼过程控 制。另一方面， 能否开发新工艺并将有利的细小 夹杂稳定地引入钢中也值得研究。 8结语 氧化物冶金技术利用细小弥散的氧化物夹杂 在奥氏体晶粒内部诱发针状铁素体组织， 从而细 化钢材组织， 提高韧性。针状铁素体组织的形成 与 T i2 O 夹杂的某些特性有关 ， 特别是与 T i2 O 夹 杂周围形成的贫 M n区有关， 具体机制尚待进一 步研究 。氧化物冶金技术 的关键是在凝固前沿通 过精确控制钢水冶炼和凝固条件对夹杂物种类、 大小和形态进行控制 。 参考文献 1 张文钺 ． 焊接物理冶金[ M ] ． 机械工业出版社 ． 1 9 9 1 2 王永达， 等． 低合金钢焊接基本数据手册[ M] ． 冶金工业出版 社 ． 1 9 9 8 3 陈伯蠡 ． 金属焊接性基础[ M ] ． 机械工业出版社 ． 1 9 8 7 4 田志凌 ． T M C P 钢局部脆性区断裂韧性的研究． 钢铁研究学报， 1 9 9 8 ， 1 0 4 5 0 5 金尺正午， 中岛明， 罔本建太郎， 金谷研 ． 微细 T i N 二 土为溶接 ’／ 部韧性 改 善 匕大入热溶接用蠲 开 凳． 敛 蠲 ， 1 9 7 5 ， 6 1 1 1 2 5 8 9 6 L e e J ． L ， e t a ／ ． ．M i c r o s t mc mr e a n d T o u g h n e s s o f th e S i m u l a t e d HA Z i nTi a n d AI Ki l l ed S t e e l s ．Ma t e r ．S c i．En g e r ． ，1 9 91 ， 1 3 6 A 1 0 9 7 陈茂爱， 唐逸民， 楼松年． T j 对低合金高强度钢焊接粗晶热影 响区组 织及韧性 的影 响 ． 特殊 钢 ， 2 0 0 1 ， 2 2 5 5 8 Mu k a e S，F u k a d a Y．S o l u t i o n o f T i N d u r i n g S y n t h e t i c We l d T h e r m a l C y c l i n g a n d HAZ To u g h n e s s i n L o w Ca r b o n S t eel s ． Tr a n s ． J WS ，1 9 8 7， 1 8 2 5 8 9 J ． Kim， e t a 1 ． ． H y d r o g e n I n d u c ed C r a c k i n g S u s c e p t i b i l i t y i n Hs l A S t eel s ． S y mp o． 0f the F i r s t Int ． c 0 n f ． o n Ad v anc ed S t r u c tu r a l S t eel s ．J a p an T s u k u b a ． 2 0 0 2 ， 5 1 2 1 1 0 S ． O h k i t a ． e t a 1． ． Hy d r o g e n I n d u c ed Crac k i n g S u s c e p t ib i l ity i n Hi s h S t r e n g t h We l d Me t a 1 ． N i p p o n S t e e l T e c h ． R e p ．1 9 8 9 ， 5 1 0 5 7 l l J i n i c h i T a k a ln u r a ． S c h o z o Mi z o g u c h i ．R o l e s o f O x i d es i n S t eel s P e r f o r m a n c e ． P r o c ． o f the 6 th i n t e r ． I r o n and S t eel C o ng ． ．J a p a n Na g o y a．I SIJ， 1 9 9 0， 5 91 1 2 S ． M i z o g u c h i ． J i n - i c h i 1 a ／ 1 3 l l r a ． C o n tr o l o f O x i d es a s Ino c u l a n t s ． P r ec． o fthe 6 th i n t e r ． I r o n and S t eel C o n g ． ． J a p a n N a g o y a ． I S I J ， 1 9 9 0 5 9 8 1 3 T． S a wa i ， M． Wa l 0 h ， Y． U ws him a， S． Mi z o g u c hi．E ffe c t o fZ r o n the P r e c i p i t a t i o n o fMn S i n Low Ca r b o n S t eel s ．P r ec． o fthe 6 th i n t e r ． I r o n and S t eel C o ng ． ． J a p a n N a g o y a ． I S I J ， 1 9 9 0 6 0 5 1 4 S． Og i b a y a s hi， K． Ya ma g u c hi， H． G o t o ． 1 1 1 e F e a t u r e s o fOx i d es i n Ti d e o x i d i z e d S t ee1 ．P r o c． o fthe 6 th i n t e r ．I r o n and S t eel Co n g ． ． J a p a n N a g o y a ． I S IJ ， 1 9 9 0 6 1 2 1 5 K ． Ya ma m o t o ， J j ni c hi T a k a m u r a ． Eff ect o f B o r o n o n I n ． g ra n u l a r F e r r i t e F o r m a t i o ni nT i O x i d e B e a r i n g S t eel s ．I S I J，1 9 9 6 ， 3 6 1 8 0 1 6 J ． L． L e e ，Y． T． P an ． 1 1 1 e F o r m a t i o n o f Int r a g r a n u l a r A c i c u l a r F e r r i t e i n S i m u l a t ed H e a t a ff ect ed Z o n e ． I S I J ， 1 9 9 5 ， 3 5 8 1 0 2 7 1 7 J ． L ． L e e ， Y． T． P an ．Eff ect o f S i l i c o n C o n t e n t o n M i c r o 6 t r u c t u r e a n d T o u g h n e s s o f S i mu l a t ed} nZ i n Ti t a n i u n Ki l l ed S t eel s ． Ma t e r ． S c i ． E n g ． ， 1 9 9 2 ， 8 3 2 3 6 1 8 P． Ha r t and P． Ha r r i s o n． Co mtx i t i o n al Pa r a me t e r f 0 r HAZ C rac kin g and Ha r d e n i n g i n C Mn S t eel s ． We l din g R e s e a r c h S u p p l e me n t ， 1 9 8 7 31 0 1 9 J ． L ． L e e ，Y． T． P an ．Eff ect o f Kil l i n g T i m e con the Mi c r o s t mc mr e and Toug h n e s s o f the } nZ i n Ti Kil l ed S t eel s ．Me t al1 ． T r a n s ． 1 9 9 1 ， 2 2 A 1 1 2 8 1 8 2 0 R． A． Ri c k s ．P． R． Ho we l1．1 1 1 e Na t u r e o fAc i c ula r F e r r i t e in HS I A S t eel We l d M e ta l s ． J ． M a t e r ． S c i ． ， 1 9 8 2 ， 1 7 7 3 2 2 1 P ． L． H a r ri s o n ，R． A． F a r r a r ．J ． Ma t e r ． S c i ． ， 1 9 8 1 ， 1 6 2 2 1 8 2 2 F． I s hik a wa．F． T a k a h a s hi．1 1 1 e F o r ma t i o n o f Int r a g r anu l a r F e r r i t