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1、武汉科技大学硕士学位论文第1 I I 页 目录 摘要I A b s t r a c t I I 第一章文献综述1 1 1 改善钢材组织和韧性的方法1 1 1 1 微合金化技术：1 1 1 2T M C P 技术2 1 1 3 氧化物冶金技术4 1 2 针状铁素体5 1 2 1 针状铁素体形核和长大机理7 1 2 1 1贫M n 区机理7 1 2 1 2 应变诱导机理7 1 2 1 3 低错配度机理8 1 2 1 4 惰性界面能机理8 1 2 2 夹杂物对针状铁素体形核和长大的影响8 1 2 3 M n - S i M ( M = A 1 ，T i ，M g ) 复合脱氧对钢中夹杂物的影响9 1
2、 3 国内外氧化物冶金技术的研究进展9 1 3 1 氧化物冶金在管线钢方面的应用1 0 1 3 2 氧化物冶金技术在非调质钢中的应用。1 2 1 3 3氧化物冶金技术在其他方面的应用1 2 1 4 氧化物冶金技术的发展方向13 1 5 论文研究内容及意义1 5 第二章实验1 6 2 1 实验目的1 6 2 2 实验材料1 6 2 2 1 纯铁。1 6 2 2 2 脱氧剂1 6 2 3 实验设备1 7 2 4 实验步骤1 8 2 4 1 原材料的制备1 8 2 4 2 脱氧实验。18 2 5 试样分析1 9 2 5 1 试样氧氮分析1 9 2 5 2 试样合金成分分析。1 9 第1 V 页武汉科
3、技大学硕士学位论文 第三章F e M T i M g ( M = S i ，M n A l ) 复合脱氧钢中的夹杂物及金相组织2 1 3 1 试样成分分析2 l 3 2 夹杂物类型对针状铁素体形核的影响2 2 3 2 1诱导针状铁素体生成的夹杂物类型。2 2 3 2 2 夹杂物诱导机制2 8 3 3 夹杂物大小对针状铁素体的影响3 l 3 3 1 异质形核理论3 l 3 3 2 试样中的夹杂物大小与针状铁素体的关系3 3 3 4 本章小结。3 5 第四章F e - M T b M g ( M = S i ，M n A D 复合脱氧对钢的组织的影响。3 6 4 1 脱氧合金添加量对钢组织的影响3
4、 6 4 1 1M n 对钢组织的影响3 6 4 1 2T i 对钢组织的影响。3 7 4 1 3 M g 对钢组织的影响4 0 4 2 脱氧合金添加顺序对钢组织的影响4 l 4 2 1 A I 、M g 添加顺序对钢组织的影响4 1 4 2 2 T i 、M g 添加顺序对钢组织的影响4 3 4 3A 1 M g T i 复合脱氧对钢组织的影响4 3 4 4T i M g 复合脱氧对奥氏体粗化的影响4 4 4 4 1 共聚焦高温激光显微镜实验4 4 4 4 2 晶粒长大动力学分析4 6 4 4 3 实验结果分析4 7 4 5 本章小结。5 0 第五章结论5l 参考文献5 2 致谢5 7 武汉
5、科技大学硕士学位论文第1 页 第一章文献综述 钢铁材料以其独具的高强度、高韧性以及良好的可塑性占据了结构材料的主导地位， 在未来的人类进步过程中也是不可替代的。随着机械工程结构，如超大型船舶与海洋平台、 大跨度桥梁，长距离石油和天然气输送管线掣1 3 】的发展，人们对钢铁材料的性能提出了 更高的要求，即在不增加或尽量减少合金元素含量的前提下，使钢铁材料的强度、韧性以 及使用寿命成倍提高。为此，国内外的冶金学者进行了广泛的研究。 要想在不增加或者尽量减少合金元素的含量的情况下，生产出强度、韧性和寿命都比 普通钢种更高的钢种，只有采用高洁净化、晶粒和组织超细化、成分超均匀化或者精确控 制钢材组织或
6、微观结构的方法才能实现。研究表明，当钢材组织晶粒均匀细小、结晶方位 取向高、晶界规则、无偏析或者偏析较小时，钢材的性能将达到质的飞跃。1 9 5 1 1 9 5 8 年， H a l l 和P e t c h 对热力学性能与晶粒尺寸的基本关系进行了非常重要的研究【4 5 】。研究表明： 随着晶粒尺寸的减小，屈服强度将提高，并明确指出晶粒细化是在提高强度的同时提高韧 性的最有效的手段。 1 1 改善钢材组织和韧性的方法 1 1 1 微合金化技术 钢的微合金化是材料和冶金领域的一项新技术，是通过在钢中加入微量的铌) 、钒 ( v ) 、钛( T i ) 等碳化物、氮化物形成元素，在热循环或应变条件
7、下，通过碳( 氮) 化物的溶解 和析出，对钢的物理、化学及力学性能产生十分显著的影响。微合金钢的屈服强度可以通 过H a l l P e t c h 扩展公式【6 1 预测： 仃y = o - 0 + A o - s + 吒+ c r d + A o “ P + 听 ( 1 1 ) 式中： 仃，一实际测量的屈服强度，M P a ； 吼一基体点阵阻力，M P a ； 吒一固溶强化引起的屈服强度增量，M P a ； c r G 一晶粒细化强化引起的屈服强度增量，M P a ； c r d 一位错强化引起的屈服强度增量，M P a ； A c t ，一析出强化引起的屈服强度增量，M P a ； 听一
8、织构强化引起的屈服强度增量，M P a ； 通过分析各项值的大小，可以确定钢材的主要强化机制，进而可以了解各种微合金化 大学硕士学位论文 钛 王 合金化元素运用【引。 微合金化之所以能改变钢材性能，究其原因是微合金化能够改变钢材的组织。一是通 过固溶合金化元素，从而提高钢的再结晶温度，降低晶粒长大速度；二是形成微细碳氮化 物细化钢材组织达到细晶强化的作用。研究发现当这些碳氮化物所占体积分数为2 时， 对组织的细化效果最好【l o 】。单纯的微合金化细晶技术对钢铁材料组织细化有较大的局限 性，它往往是结合一定的热处理工艺进行综合细化，才能得到最好的效果。 自上世纪7 0 年代以来，随着冶金生产设
9、备和工艺技术的更新与变革，微合金元素的 使用已使低合金高强度钢领域的品种发生了深刻的变化，微合金元素的开发与应用充实了 低合金钢的物理冶金内容和强韧化原理，使钢铁材料的性价比得到了大幅度的提高。微合 金化技术是一条生产高强度和其它所需性能的高质量产品的经济而有效的途径。世界范围 内的微合金化钢的产量和品种均不断增加，应用领域也更加宽广，保持着钢铁产品在材料 领域的良好竞争力。 1 1 2T M C P 技术 T M C P ( T h e r m o M e c h a n i c a lC o n t r o lP r o c e s s ) 是以控制冷却的为核心的控制轧制技术。 该工艺因为
10、有着两大特性：节约合金和能源和有利于环保而被普遍看好。T M C P 技术包括 两个方面，控制轧制和控制冷却。其中，控制轧制要求在较低的温度下，即在奥氏体再结 晶温度范围以下轧制，保持其硬化状态，实行大压下量轧制。这样做可以增加变形产生的 能量，提高硬化奥氏体的程度。形变量一定时，转变温度越低，则钢中铁素体形核率越高， 钢材组织越细小。图1 1 为T M C P 技术示意图。 武汉科技大学硕士学位论文第3 页 加寅& 一- ， 藿元峨 段轧钢弓譬一 茎i 灯厂存 段轧镧， 篓凳箨， 球兜体， 墨镰体晶粒咭铁索体晶粒 “ r 图1 1 T M C P 技术示意图 控制冷却是为了在控制轧制的基础上
11、进一步强化钢材的性能，其核心思想是通过相变 强化钢材性能。P H H o d g s o n 1 1 】等指出可通过在刚好高于A r 3 的温度进行大变形以及快速 冷却来获得超细铁素体晶粒。通过快速冷却，可以在抑制晶粒长大的同时，获得具有高强 度高韧性的超细铁素体组织或者贝氏体组织，甚至获得马氏体组织。由于在快速冷却的过 程中，钢材可以迅速通过碳化物析出温度区间，从而可以避免生成网状碳化物，减小珠光 体直径和细化珠光体层片组织。 通常情况下，在经过奥氏体到铁素体的相变后铁素体晶粒比奥氏体晶粒细小，铁素体 在奥氏体晶界上大量形核，并向着奥氏体晶粒内部生长，当铁素体晶粒相互之间接触之后 停止生长，
12、这样的生长方式有利于将奥氏体晶粒分割成细小的单位，阻碍裂纹扩展，从而 使钢具有很好的韧性。T M C P 技术首先通过控冷来控制奥氏体晶粒的大小，然后再进一步 控制轧制过程控制奥氏体一铁素体相变核，再经过控制冷却速率使这一转变在较低温度下 进行，促使铁素体大量形核，获得微细的相变组织。如果在再结晶温度以下控制轧制，则 奥氏体晶粒会继续生长，增加单位面积的结晶面积，从而增加铁素体形核核心，铁素体晶 粒将会更加细小。在控制冷却这一环节，冷却速度越快越好，因此国内外针对如何加快冷 却速度作了相应研究。 目前，控制冷却方面已经开发了多项技术，加速冷却技术是其中的利用最为广泛的技 术。该技术是指在奥氏体
13、转变区间采用快速冷却，从而获得比单纯轧制更加细小的组织， 从而获得更高的强度，加速冷却即在已经控制好的奥氏体相变基础上进一步进行控制l l 2 。 日本J F E 福山厂开发的S u p e rO L A CH 系统【1 3 】，通过将冷却装置安装在精轧机和矫直机之 间，上冷却层流冷却下冷却喷射式冷却的综合冷却方式达到了良好的控制冷却效果。该系 统的最大特点是避开冷却过程会出现的过度沸腾和膜沸腾，实现全过程核沸腾，被称为“新 的水流控制冷却“ 住友金属也在装备了D A C ( D y n a m i cA c c e l e r a t e dC o o l i n g ) t 1 4 J 力
14、口速冷却系 统，该系统上冷却为水幕冷却，一共装有1 2 个水管，下冷却与J F E 一致，共有3 9 个集 管。川崎制铁水岛厂则开发了多功能加速冷却系统，即M A C S ( M u l t i f u n c t i o n a l A c c e l e r a t e d C o o l i n gS y s t e m ) ，该系统的上冷却为水枕式，下冷却集管为带翼片集管。其他的系统还有 C R M 开发的U F C 超快速冷却系绀”】、国内R A L 开发的热带超快速冷却装置等等。 N终融氏析 潍鼯 嶷申 贼7 天 第4 页武汉科技大学硕士学位论文 通过T M C P 处理使钢材达到
15、高强度和高韧性，基本上是通过控轧细化奥氏体晶粒、 导人加工应变和之后的控冷组合起来的相变组织控制和相变组织细化而实现的。它不仅能 提高强度和韧性，而且能降低合金元素的添加量，因此，具有提高焊接性能等很多优点。 1 1 3 氧化物冶金技术 建筑构件向大型化和高层化发展的趋势要求钢板厚度增加及钢板强度提高，但随之带 来焊接性能显著下降、焊接裂纹敏感性增加等问题。另一方面，为了提高生产效率，要求 钢板能适应大线能量焊接，然而随着焊接线能量的提高，传统钢板的焊接热影响区性能恶 化，容易产生焊接冷裂纹问题，给大型钢结构的制造带来困难。因此，如何在追求高强度 的同时改善钢板的焊接性能就成为越来越迫切需要解
16、决的课题。从近几年所报道的研究工 作来看，氧化物冶金( o x i d e sm e t a l l 吲) 技术的应用是解决该问题的一个重要新途径。 利用大线能量焊接低合金高强度钢时，焊缝金属要发生局部重熔，焊后冷却过程中熔 合线附近晶粒将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【1 6 J ， 其主要原因是由于奥氏体晶粒的严重长大以及二次组织由小热输入多层多道焊时的回火 马氏体+ 下贝氏体组织转变为上贝氏体为主的组织。上贝氏体中铁素体的分布具有明显的 方向性，其间定向分布的M A 组元易诱发裂纹并为裂纹提供扩展通道，造成焊接韧性恶化， 同时产生焊接裂纹
17、的几率增加【l7 1 。 租品粒区细晶牧区 ( 低铴性) ( 商l ；I 性) 侧扳条铁索佑上员氏体 图1 2H A Z 示意图 氧化物冶金技术是利用T i 2 0 3 等微细的氧化物夹杂在焊后冷却过程起非均匀形核质点 的作用，在奥氏体晶粒内部诱发针状铁素体组织，将原奥氏体分割成多个针状铁素体晶粒， 起到细化H A Z 组织的效果【l 引。图1 2 为H A Z 示意图。氧化物冶金技术的思路起源于对钢中细 小夹杂物的有效利用。在炼钢过程中，去除或减少各种非金属夹杂物是最令人关心的问题 之一。然而，非金属夹杂物有二重性，换一个思维角度看，如将残余夹杂物的尺寸控制在 某一临界尺寸以下，它不仅无害，
18、还可以对组织与性能产生积极的影响，如阻止晶粒长大， 提高强度等等。由此，从避免过度追求钢的纯净度以生产夹杂物含量极低的钢材这种十分 困难而又很不经济的做法，到在冶炼过程中积极主动地设法形成和巧妙利用如超细氧化物 武汉科技大学硕士学位论文第5 页 颗粒那样的夹杂物来改善材料性能，就发展为“氧化物冶金”的思想。氧化物冶金即控制 夹杂物的大小、形态、数量和分布。在钢的凝固过程中，利用这些大量细小、弥散分布的 夹杂物成为某些析出相( 如硫化物、氮化物和碳化物等) 的异质形核核心，有效抑制晶粒长 大，在轧制或其它热加工过程中起到细化晶粒的作用【I9 1 。即使不经过热加工过程，很多奥 氏体内的氧化物也能
19、起到针状铁素体形核质点的作用，达到细化晶粒的效果。氧化物冶金 的概念可以用图1 3 【2 u J 来说明。 1 2 针状铁素体 图1 3 氧化物冶金的基本概念 日本钢铁协会贝氏体研究委员会及G K m u s s 和T l l o m p s o n 认为【2 l 】针状铁素体大致有五 种：1 、多边形铁素体( P F ) ：基本为等轴晶，晶界光滑，没有亚结构。这类铁素体为先共析 铁素体，晶粒外形规则。当转变量较少时，这类铁素体常从晶界开始转变，铁素体的分布 与母相奥氏体轮廓接近，因此又被称为仿晶界铁素体；2 、魏氏体铁素体( W F ) ：带有位错 亚结构的粗大的铁素体，这列组织是有奥地利矿
20、物学家W i d m a n s t a t t e n 发现的，W F 组织具 有较粗的板条结构，内部位错密度较低；3 、准多边形铁素体( Q F ) ：较低温度下通过相变转 化而得到的铁素体，内部有较高位错密度和M A 岛；4 、贝氏体铁素体( B F ) ：相互平行而且 具有较高位错密度的铁素体半条，板条界面为小角度晶界，板条束界面为大角度晶界；5 、 粒状铁素体( G F ) ：中温转变产物，由拉长的铁素体晶粒构成，位向基本一致具有较高位错 密度，内部分布着粒状或者等轴状组织。 YE S m i t h 最早提出了“针状铁素体“ 的概念，即在连续冷却下t 扫H S L A ( H i
21、g hS t r e n g t h L o wA l l o yS t e e l ) 获得的有别于铁素体+ 珠光体的一种类似贝氏体的组织。它的转变温度较 高，组织以扩散和剪切的机制转变。由于相变过程中只有铁素体的转变，不会形成渗碳体， 故将该转变后的产物称为铁素体，而不称贝氏体。又由于转变生成的铁素体呈针状，因此 命名为针状铁素体，获得的这类组织的钢种称为针状铁素体钢【2 2 1 。 武汉科技大学硕士学位论文 0 - 6 6 0 。C 温度范围内，钢材组织内部细小弥散的氧化物夹杂可诱发针状铁素体的 而细化晶粒。与传统铁素体一珠光体型微合金非调质钢相比，针状铁素体型微合 钢的先共析铁素体不仅
22、分布于原奥氏体晶界，而且还在原奥氏体晶粒内部大量、 出，起到分割原奥氏体晶粒、细化组织的有效作用，具有铁素体一珠光体细晶组 针状铁素体在破坏过程中阻碍裂纹扩展，细化解理单元，因此针状铁素体微合金 比传统铁素体一珠光体型微合金非调质钢有更高的韧性。针状铁素体型微合金非 具有比相同强度级别下调质钢更高的疲劳性能。图1 4 为典型的粒状贝氏体( G B ) 和针状铁素体组织( I G F ) 【2 3 1 。 图1 4 典型的粒状贝氏体( G B ) 和针状铁素体( I G F ) 组织 针状铁素体的相变温度处于晶界铁素体与贝氏体之间，转变时无需铁原子的重新排 列，而且与奥氏体保持共格或半共格，并遵
23、循N w 或K - S 关系【2 4 1 。这种共格切变方式使得 其内部具有较大的位错密度，加之其位向杂乱，将原始奥氏体晶粒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。 另外，针状铁素体是在奥氏体内的氧化物上形核、长大，每个氧化物夹杂上往往有多个针 状铁素体板条，呈放射状【2 5 】。每个针状铁素体板条呈扁豆状，平均尺寸在0 1 3 O “m 2 6 】。 针状铁素体板条间高密度位错，相互连锁分布在原奥氏体晶内。一方面针状铁素体能使钢 的晶粒细化，另一方面针状铁素体板条之间为大角度晶界，板条内的微裂纹解理跨越针状 铁素体时要发生偏转，扩展
24、需消耗很高的能量【2 。7 1 ，能提高钢的强度和韧性。研究发现针状 铁素体不仅可以提高H A Z 的低温冲击韧性，而且可以提高H A Z 抗应力腐蚀和抗氢脆的能 力。 Q F 、奥氏体晶界不明显的B F 以及G B 都具有C o l d r e n $ 1 S m i t h 提出的管线钢中针状铁素 体的特征，即呈不规则非等轴状、晶界模糊、没有完整的连续晶界、粒度分布不均匀，透 射电镜下具有细微亚结构和高密度位错及部分细板条铁素体，基体中弥散分布着M A 岛和 渗碳体。故在低碳微合金管线钢这一特定的研究领域，将连续冷却过程中形成的Q F 、奥氏 体晶界不明显的B F 、G B 及M A S
25、舌组元等都归类到管线钢针状铁素体组织的范畴【2 1 1 。 武汉科技大学硕士学位论文第7 页 1 2 1 针状铁素体形核和长大机理 1 2 1 1 贫M n 区机理 JM G r e g g 等人首先提出了夹杂物诱导产生针状铁素体的贫M n 区机理【z 引，认为夹杂 物附近出现贫M n 区有利于针状铁素体的形成。M n 在奥氏体和铁素体中的扩散系数均较 低，处于T i 2 0 3 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 0 3 的周围或者 内部，由于H A Z 处于高温的时间比较短，距离T i 2 0 3 较远的金属基体中的M n 不能及时 补充到临近区域，就会造成T
26、i 2 0 3 周围形成一个贫M n 区。M n 是较强的奥氏体稳定元素， 贫M n 区的存在使奥氏体的稳定性降低，增大了铁素体形核的驱动力，即有利于针状铁素 体形核。S h i m 的研究发现【2 9 1 ，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 0 3 夹杂便不再诱发针状铁素体，即证实M n 在针状铁素体的形成中具有重要作用。因此，针 状铁素体的形成与T i 2 0 3 夹杂的某些特性有关，特别是与T i 2 0 3 夹杂周围形成的贫M n 区 有关。图1 5 说明了针状铁素体在T i 2 0 3 上的形核。 图1 5 针状铁素体在T i 2 0 3 上的形核
27、 1 2 1 2 应变诱导机理 应变诱导机理最早由ACS t 印h e l l 等人提出【3 0 】，该理论认为由于夹杂物与钢基体本身的 膨胀系数的不同，冷却过程中夹杂物与钢基体之间会产生应变，进而产生应力，这种力可 以诱导针状铁素体的形核。但余圣甫等人3 计算得出针状铁素体形核需要1 0 6 1 0 7 J m o l 的 能量，比夹杂物周围应变产生的能量高1 0 1 1 0 2 J t o o l ，即仅靠应力一应变不足以提供针状铁 素体形核所需的能量。 钢中的夹杂物大多不是单独存在，而是复合生长的，M n S 常常以T i 的氧化物为核心 析出，针状铁素体形核核心往往富含M n S ，但
28、是M n S 与奥氏体之间的热膨胀系数却非常 接近，这一机理无法解释。图1 6 为M n S 附近区域的显微组织和电子探针分析的E D X 能 谱 3 1 】。由图可见，在M n S 与钢的交界处形成了铁素体带区，表明M n S 能诱导针状铁素体 第8 页武汉科技大学硕士学位论文 形核。 慝 蠛一：；铁索体；。：；褫? 荔 塾咝麓j 。：。么女盆i t 圈墨叠警蓊 图1 6M n S 附近的显微组织及E D X 能谱 1 2 1 3 低错配度机理 低错配度机理是IM a d a r i a g a 等人提出的【3 2 1 ，该机理认为与铁素体具有相近晶体结构的 夹杂物能够降低铁素体形核的界面能
29、，从而诱导针状铁素体形成。M i l l sRA 等人的计算表 明1 3 3 】：某些夹杂物如T i N 、M n S 、V N 、V C 等与铁素体在( 1 0 0 ) 晶面的错配度较小，容易诱 导产生针状铁素体。这一理论同样存在漏洞，它无法解释作为诱导针状铁素体形核最活跃 的夹杂物之一的M n S 与针状铁素体最小错配度仍有8 8 的这一事实。 1 2 1 4 惰性界面能机理 惰性界面能机理是由R AR i c k s 等人提出的【3 4 】，该理论认为夹杂物作为惰性介质可以降 低针状铁素体形核所需要的能量，促进针状铁素体形核。但是，实际上铁素体在奥氏体晶 界上形核所需要的能量比在夹杂物上
30、形核要小【3 l 】，即铁素体易在奥氏体晶界上形核、长大， 不易在夹杂物上形核、长大，与这一理论刚好矛盾。 上述四种机理都可以解释一部分针状铁素体形核的原理，但也都不全面。学术界认为， 针状铁素体的形核不应该只是单一机制，可能是多种机制联合作用的结果。 1 2 2 夹杂物对针状铁素体形核和长大的影响 针状铁素体很少直接从夹杂物形核，析出相首先从夹杂物上析出，然后针状铁素体从 析出相形核。T i N 、B N 和M n S 从T i 2 0 3 或T i O 上析出，然后整个析出相作为铁素体的形 核核心【3 5 3 6 1 。还有研究工作报道，M n S 在夹杂物上析出，然后V N 或V 4 C
31、 3 在M n S 上析出， 该复合析出物对铁素体形核尤为有利。更进一步的研究表明，析出相更倾向于从某类夹杂 物形核。因为这类析出相与夹杂物具有良好的共格关系。有研究报道，阳极空位型夹杂物 吸附M n ，使M n S 易于在其上析出。如果炼钢过程中用M n 、S i 、Z r 代替A l 脱氧时，M n S 在夹杂物上析出的现象更易于观察到。关于该现象，有人提出了这样的机制：液态时，含 M n 的夹杂物对M n 的溶解度高，冷却过程中，M n S 在夹杂物表面析出，该M n S 就是针 状铁素体优先形核的位置。 关于针状铁素体形核时夹杂物所起的作用，哪类央杂物更有利于作为针状铁素体形核 核心，
32、能促使针状铁素体形成的夹杂物需要什么特征，目前还不清楚。各种研究成果报道， 武汉科技大学硕士学位论文第9 页 某一类型的央杂物才能作为针状铁素体的形核核心，微细的氧化物火杂【3 ，稀土氧硫化 物上析出的硼氧化物35 1 ，富A 1 t 3 7 】的央杂物，T i N t 38 1 ，都可作为针状铁素体的形核核心。 B h m t i t 3 8 】等认为，富A l 的夹杂物比富M n 的夹杂更有利于针状铁素体形核，因此，化学成 分是控制针状铁素体形成的首要因素。然而，D o w l i n g t 3 9 】等发现，针状铁素体的数量与氧 化物成分及组成没有任何关系。 总之，关于夹杂物上析出相优
33、先形核及夹杂物和析出相上针状铁素体形成的研究报道 很多，大多数研究都是实验现象的分析，定量研究做得很少，研究工作的结论不尽一致。 在该领域的研究还须继续进行，包括丰富界面能的数据及建立氧化物冶金中针状铁素体形 核的模型。国外对于针状铁素体开展了较多研究m 4 5 1 ，对于H A Z 内生成的针状铁素体可 以提高其强韧性已基本形成共识。 1 2 3 M n S i ( M = A l ，T i ，M g ) 复合脱氧对钢中夹杂物的影响 研究表明，钢的固态脱氧产物中，与A 1 2 0 3 相比，T i 脱氧产物形核数量相对较大，可 作为针状铁素体的形核核心；M g 的脱氧产物M g O 长大较慢
34、，颗粒细小而且较分散；Z r 0 2 比M g O 的粒度分布分散，但是由于其密度较大通常不容易上浮。因此，人们对氧化物冶 金可利用的脱氧产物的研究主要集中于T i 、M g 对钢的脱氧产物的控制上。M 椰脱氧 钢粗晶区的组织主要是针状铁素体和少量的多边形铁素体，对M g T i 脱氧钢和A 1 脱氧钢 在不同焊接热循环下的冲击韧性进行研究，结果表明随着焊接热输人量的增大，两种脱氧 钢的冲击韧性都有所下降，但是从总体上来说M g T i 脱氧钢粗晶区的冲击韧性远远高出 A l 脱氧钢粗晶区的冲击韧性。 M g 是一个金属活泼性特别强的、熔点和沸点都比较低的碱土金属，M g 在铁水预处理 脱硫方
35、面具有较好的效果，所用方式是采用把金属镁制成粉木的形式，通过喷粉或者喂线 的方式加入到高炉铁水中，实现铁水的顸处理脱硫。由于M g 在钢水中溶解度较小，M g 的 熔点和沸点均较低，直接用M g 对钢进行脱氧几乎是不可能的。因此，在文献【4 6 l 中S u i t o 采 用T N i M g 合金进行脱氧得到了良好的效果。S u i t o 等【47 】的研究还发现，T i M g 复合脱氧的 钢中氧化物夹杂的数量比单纯M g 脱氧多，粒度分布更加集中，夹杂物颗粒的直径大部分都 在1 9 m 以下。由此可见利用T i 脱氧可以在钢液中制造大量分散的微细氧化物夹杂，在T i 脱 氧的基础上采
36、用N i M g 合金进行进一步的微合金化，可以产生更多有益于针状铁素体形成 的复合夹杂物，而且夹杂物也相对分散。 1 3 国内外氧化物冶金技术的研究进展 氧化物冶金技术以前明显的优势，已经得到了越来越多的关注，国内外的冶金学者对 该项技术展开了大量的研究。关于氧化物冶金技术的研究，闩本和德国一直走在世界的前 列。日本相继开发出了第一代T i N 细晶粒钢，第二代T i 0 。细晶粒钢，以及第三代超细晶 粒钢。最大程度的利用氧化物冶金技术提高钢的韧性及强度，改善焊缝性能等的作用。目 前，氧化物冶会技术的应用面已经越来越广。我国的氧化物冶会技术的研究起步较晚，国 武汉科技大学硕士学位论文 铁企业
37、陆续应用该技术研究成功了高级别管线钢以及储油罐钢等。 化物冶金在管线钢方面的应用 业、船舶业、压力容器制造业以及大管径厚壁化的钢管等的飞速发展，对焊接效 更高的要求，而提高焊接输入能量是最直接有效的手段。因此，现在广泛采用大 接技术。随之而带来的问题就是，焊缝组织和性能的进一步恶化。为改善焊接热 强度和韧性，氧化物冶金技术应运而生。 物冶金技术发展到现阶段，在改善钢材焊接性能方面已经有了长足的进步，这一 是走在世界前列的。日本J F E 钢铁公司为改善大线能量焊接过程造船、桥梁、建 强度、厚钢板热影响区的韧性而开发T J F EE W E L 技术【4 8 1 ，即“大线能量焊接热 性改善技术
38、，其主要内容包括：S u p e rO L A C ( 超高在线加速冷却) 技术，H A Z 晶 制技术，H A Z 粒内组织细化技术，H A Z 基体组织韧性改善技术。通过对焊缝性能 发现，采用J F EE W E L 技术后，H A Z 的2 0 和4 0 “ ( 2 夏比冲击值在1 2 0 “ - 2 4 0 J 之间， 求值4 1 J 。新日铁钢铁公司开发了H T U F F 技术【4 9 1 ，即“通过细小的粒子得到微细 超高的H A Z 韧性“ 技术。该技术主要针对4 9 0 “ - - 5 9 0 M P a 建筑、造船、海洋结构和 板钢大线能量焊接用钢而开发，它是在第一代T i
39、 N 颗粒钉扎技术以及第二代T i o x 础上开发。它的着眼点在于利用1 4 0 0 时仍稳定存在的微细的含M g 或C a 的氧化 物等第二相粒子以及T i N 夹杂物来钉扎奥氏体晶粒，同时也部分利用夹杂物在冷 却过程对针状铁素体的形核作用，来得到细小的H A Z 组织，从而提高焊缝组织韧性。实验 表明，在1 4 0 0 高温下保温1 2 0 s 的H T U F F 钢的奥氏体晶粒尺寸变化很小，远优于一般的T i N 钢。住友金属和神户制钢对B 对H A Z 组织的影响进行了研究，发现含B 的钢在7 0 。C 的冲击 功比不含B 的钢要高，分析其原因是微量的硼偏聚在奥氏体晶界，抑制了晶界
40、铁素体的形 核，从而促进了针状铁素体的生成，细化了H A Z 组织。图1 7 、1 8 分别表示的是J F EE W E L 技术示意图和H T U F F 技术思路图。 。J F EE W E L “ 技术示意图 、_ - _ _ 一一 可供选择的3 项技术因素 2 ) 控镥IH A z 区的晶内缀 O 、S ，c 鑫的摩尔比控制 B 、N 徽台金化技术 图1 7J F E E W E L 技术示意图 武汉科技大学硕七学位论文第11 页 ( a ) T i N 钢( b 晒F 钢f e ) 1 U F F 钢 斟一粼 尉；：| 7 妊冷 W M ：群接金麟F L ：融台线1 ，i 爨氏体B
41、u ：上煲氏体 G B F ：晶界铁索俸F S P ：铡援铁素体I G F ：品内铁索俸 图1 8H T U F F 技术思路图 氧化物冶会技术的蓬勃发展，也促进了管线钢的发展。国内的管线钢生产起步较晚， 目前市场上占主导地位的还只是X 6 0 X 7 0 级别，而国外管线钢的研究已经到达了X 1 2 0 级。国内管线钢的生产和应用相比国外起步较晚，我国1 9 5 8 年丌始才了有了长距离输送 管道的建设经验；1 9 6 5 年四川瓮地天然气的发现，促使我国开始建设天然气管道。9 0 年 代初，在大量的管线钢需求量面前，我国才开始重视管线钢的生产。随着生产技术的进步， 国内可以生产X 7 0
42、及以上级别的钢厂J 下在逐步增加，目前武钢、宝钢、南钢、舞钢、涟 钢、太钢等公司均可以生产X 7 0 级别管线钢，部分钢铁公司已经试制了X 8 0 管线钢。目 前，我国已经进行了西气东输工程、忠武输气管道工程以及印度石油管道工程，土耳其天 然气输送管道工程掣灿5 3 】。相比之下，国外高级别管线钢的发展则趋于成熟。1 9 6 9 年开 始，C l i m a xM o l y b d e n u m 公司就丌始了针状铁素体管线钢的研究，该公司的S m i t h 、 C o l d r e n 、及C r y d e r m a n 于1 9 7 2 年正式提出了针状铁素体管线的概念，这一概念
43、的提出也 促进了国外管线钢的发展。国外2 0 世纪7 0 年代初期就已经有了生产X 6 5 级别管线钢的 能力，在完成了X 8 0 管线钢的丌发之后。国外很快就投入了X 1 0 0 、X 1 2 0 级管线钢的试 制。早在1 9 9 6 年，同本新同铁和住友金属就开始了X 1 2 0 管线钢的开发工作，X 1 2 0 管线 钢要求在强度达标的同时，还需要在3 0 下具有大于2 3 1 J 的低温冲击韧性。目前，同本、 美国等国家的大的钢厂和焊管厂都可以生产X 8 0 X 1 0 0 级别的高级管线钢。国外的大口径 天然气输送管道已经大量采用X 7 0 级别的管线钢，X 8 0 管线钢也丌始广泛的使用，酸性 天然气输送管道也已经丌始使用X 6 5 级别管线钢 5 4 5 6 1 。 “西气东输”工程的提出，激发了我国钢厂对生产高级别管线钢的热情。长距离输送， 需要有很大的输入压力，因此对钢管的厚度以及强度都有较高的要求，这是高级别管线钢 的优势所在。“西气东输”工程“两横两纵”的天然气管道线，总厂预计可达3 力公罩。 中石油集团需要1 0 0 0 万吨的管线钢用于铺设管道，年均需要4 0 多力吨高级别管线钢。中 石化集团主导建设的川鲁输气管道长达3 0 0 0 公罩，也需要大量管线钢。总之，未来我国