郭志紅 ，史賽超 ，王 旗 *，馬國金，王根磯，朱立光,

（1.河北科技大學材料科學與工程學院,河北 石家莊 050018；2.河北省材料近凈成形技術(shù)重點實驗室,河北 石家莊 050018；3.首鋼京唐鋼鐵聯(lián)合有限責任公司,河北 唐山 063210；4.華北理工大學冶金與能源學院,河北 唐山 063210）

0 引言

隨著海上運輸以及船舶制造的快速發(fā)展，為減輕環(huán)境負擔以及降低運營成本，需要使用體積更大、綜合性能更優(yōu)異的船舶用鋼[1?2]，海工鋼就需要向高強度、高韌性、良好的焊接性、耐腐蝕性能，以及超長、超厚方向發(fā)展[3?5]。與傳統(tǒng)的EH36 鋼相比，EH420 鋼具有更優(yōu)良的力學性能，同時為了保證安全性和結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性，需要更高的厚度規(guī)格。為提升厚鋼板的焊接效率，降低造船周期，大線能量焊接方法得到發(fā)展和應(yīng)用[6?7]。但隨著焊接輸入線能量的提高，會顯著惡化焊接熱影響區(qū)(HAZ)的組織，HAZ 組織分布不均勻，且會出現(xiàn)不同程度的晶粒粗化，從而使該區(qū)域的強度和韌性明顯下降[8?9]，導(dǎo)致該區(qū)域成為船體的薄弱環(huán)節(jié)，直接威脅著船體結(jié)構(gòu)的使用安全性。因此，微合金高強度海工鋼大線能量焊接HAZ 韌性的改善成為開發(fā)和研究的熱點和重點。

氧化物冶金技術(shù)可顯著改善HAZ 的組織，達到提高厚板大線能量焊接用海工鋼HAZ 韌性的目的[10?11]。晶內(nèi)鐵素體(IGF)因其可有效細化晶粒并改善HAZ 裂紋敏感性問題的特點而成為解決組織粗化、改善粗晶區(qū)韌性的一種理想組織[12]。氧化物冶金技術(shù)中微細夾雜物粒子可釘扎原始奧氏體晶界以及促進IGF 形核，進而改善HAZ 韌性[13?14]。第一代氧化物冶金技術(shù)利用TiN 粒子釘扎奧氏體晶界移動改善HAZ 韌性。各類氧化物中，TiOx因其周圍存在高濃度陽離子空位易形成貧錳區(qū)促進IGF形核而獲得廣泛應(yīng)用，第二代氧化物冶金技術(shù)利用TiOx粒子促進晶內(nèi)IGF 形核提高HAZ 性能，且Ti-Ox粒子可穩(wěn)定存在于焊接熱循環(huán)的高溫下，不發(fā)生固溶或長大，從而細化HAZ 的組織[15?17]。但冶煉過程中TiOx易聚集長大，難以分散分布，導(dǎo)致其誘發(fā)IGF 的作用并不穩(wěn)定，并且TiOx尺寸過大時還會致使鋼產(chǎn)生裂紋。為使含Ti 有益夾雜物穩(wěn)定生成的同時分散分布，利用Mg、Ca 等元素微合金處理的方式得到發(fā)展。

基于強脫氧劑Mg 開發(fā)的第三代氧化物冶金技術(shù)中Mg 的氧化物夾雜和硫化物夾雜同時具有在鋼材中彌散分布和焊接高溫下穩(wěn)定的特點，可有效地釘扎奧氏體晶界的移動，抑制奧氏體晶粒的長大[18]。但MgO 鋼中奧氏體晶界面積增加，晶界及側(cè)板條鐵素體轉(zhuǎn)變趨勢升高，IGF 形核能力下降[19]。因此在初脫氧劑(Si、Mn、Al)調(diào)整氧化物冶金工藝前氧位的基礎(chǔ)上，Ti 與Mg 復(fù)合微合金化使鋼中夾雜物變性受到廣泛關(guān)注。有研究[20?21]發(fā)現(xiàn)，Ti-Mg 復(fù)合處理后鋼中夾雜物成分主要為Mg-Ti-O 復(fù)合夾雜物，含Mg-Ti 的夾雜物能夠促進IGF 形核，大線能量焊接條件下HAZ 韌性也明顯升高。Hans[22]等對Mn-Si-Ti 復(fù)合脫氧鋼中添加Mg 元素的影響進行了研究，發(fā)現(xiàn)鋼中典型夾雜物為復(fù)合夾雜物，由中心氧化物和周邊MnS 組成，隨著Mg 含量升高，中心氧化物相有Ti2O3→Mg-Ti-O→MgTiO3→MgO 的轉(zhuǎn)變，且夾雜物平均尺寸逐漸減小，鑄態(tài)鋼的最終組織也得到了極大的細化。Park[23]研究了Al 含量對Ti-Mg 復(fù)合脫氧鋼中夾雜物演變的影響，Ti 含量在0.014%水平、Mg 含量在0.001 0%水平時，為獲得Mg-Ti-O 復(fù)合夾雜物，需控制鋼中Al 含量低于0.002 1%。但鋼中Al 元素含量與T.O.含量密切相關(guān)，Al 含量過低時，鋼中潔凈度控制較難。有研究[14,24]表明，Mg-Al-Ti 復(fù)合脫氧鋼中生成的Mg-Al-Ti-O 復(fù)合夾雜物可誘發(fā)IGF，細化組織。

國標GB 712?2011 規(guī)定常規(guī)EH 級別海工鋼中常添加>0.03%的Al 作為細晶元素，隨著微合金理論的發(fā)展，Nb、Mo、V、Ti 等強細晶元素組合使用在海工鋼中得到廣泛應(yīng)用，使鋼中Al 元素向較低含量控制成為可能。已有研究者在海工鋼中開展低鋁條件下氧化物冶金試驗，東北大學王國棟院士團隊[25?26]通過降低Al 含量并進行Ti-Ca、Ti-Mg-Ca復(fù)合處理使鋼中生成Ti-Ca(-Mg)-Al-O 復(fù)合夾雜物，該類夾雜物具有尺寸小且分布均勻的特點，可誘導(dǎo)IGF 并顯著細化微觀組織，較傳統(tǒng)無氧化物冶金、高鋁含量鋼有更高的強度和韌性。河鋼鋼研[27]開展基于氧化物冶金技術(shù)的EH420 海工鋼工業(yè)試驗，精煉過程控制鋼中Al 含量在0.005 6%水平，并進行Ti-Mg-Ca 復(fù)合處理，形成細小彌散的TiOx-MgOCaO 夾雜物可有效誘導(dǎo)IGF，改善大線能量焊接HAZ 沖擊韌性。但目前對低Al 含量的Mg-Ti 復(fù)合脫氧海工鋼中夾雜物演變還缺乏系統(tǒng)研究，筆者從夾雜物生成熱力學角度進行探索研究。

夾雜物析出和演變涉及復(fù)雜的熱力學與動力學過程，與鋼液條件密切相關(guān)。進行鋼液-夾雜物間的平衡熱力學計算，對鋼中夾雜物析出類型進行分析，進而通過調(diào)整最佳鋼液條件實現(xiàn)鋼中目標夾雜物控制，可為實際生產(chǎn)提供重要的理論基礎(chǔ)。筆者以EH420 鋼為研究對象，借助FactSage 熱力學軟件，對EH420 鋼中初脫氧Si-Mn-Al 體系和氧化物冶金工藝Mg-Al-Ti 體系進行平衡熱力學計算，重點分析低Al 條件Mg-Ti 復(fù)合脫氧后各類夾雜物在鋼中生成條件、生成量及復(fù)合夾雜物中各組元比例變化規(guī)律，為實際大線能量焊接用EH420 海工鋼生產(chǎn)中的目標夾雜物控制提供理論指導(dǎo)。為驗證熱力學計算準確性，設(shè)計三組冶煉試驗，進行過程取樣，分析了夾雜物成分及演變規(guī)律。

1 熱力學計算方法及驗證試驗設(shè)計

夾雜物生成熱力學計算應(yīng)用熱力學軟件FactSage 7.3，選擇FToxid、FTmisc 和FSstel 數(shù)據(jù)庫，Phase Diagram 和Equilib 模塊，以EH420 海工鋼為計算體系，主要化學成分如表1 所示，計算鋼液中1 873 K 的夾雜物生成優(yōu)勢區(qū)圖、平衡夾雜物演變，分析平衡夾雜物演變規(guī)律，優(yōu)化Mg-Al-Ti 系氧化物冶金工藝條件。

表1 EH420 海工鋼主要化學成分Table 1 Main chemical composition of EH420 marine steel %

夾雜物生成熱力學計算完成后，設(shè)計熔煉試驗對其結(jié)果進行驗證，驗證試驗采用硅鉬棒電阻爐，MgO 坩堝外套石墨坩堝，試驗原料為電解鐵(500 g為基準)，使用高純金屬做合金化處理，合金化目標成分如表1 所示。配制CaO 為48%、SiO2為21%、Al2O3為16%、MgO 為10%、CaF2為5.0%的頂渣，防止鋼液氧化。

氧化物冶金方案如下，將硅鉬棒電阻爐升溫至1873 K，待鋼液熔清后進行合金化，加頂渣做鋼渣平衡，頂渣熔化后加鋁粒進行脫氧，15 min 后加Ni-Mg 合金對夾雜物改性，15 min 后加鈦粒做進一步改性處理，保溫15 min 后隨爐冷卻。

試驗結(jié)束后對所取鋼樣進行線切割、鑲樣、打磨，拋光后使用掃描電鏡和能譜儀分析鋼中夾雜物的成分，使用直讀光譜儀和氧氮氫分析儀分析鑄錠中各合金成分。各組化學成分和T.O.含量如表2 所示。

表2 各組試驗爐冷鑄錠合金成分和T.O.含量Table 2 Chemical compositions and T.O.contents of cold cast ingot in each test furnace %

2 夾雜物生成熱力學計算

2.1 元素含量變化的優(yōu)勢區(qū)圖

Si、Mn、Al 為冶煉過程常見的脫氧劑，常在合金化前用于脫氧處理，為研究初脫氧Si-Mn-Al 體系Si、Mn、Al 元素含量變化對鋼中[O]含量和夾雜物析出的影響，計算了Si-Mn-O、Al-Si-O、Al-Mn-O 夾雜物生成優(yōu)勢區(qū)相圖。圖1 是4 個Al 含量條件的Si-Mn-O 夾雜物生成優(yōu)勢區(qū)圖。如圖1(a)所示，低[Si]含量區(qū)域內(nèi)，隨著[Mn]含量升高，優(yōu)先析出的夾雜物有FeV2O4→Si-Mn-O 復(fù)合夾雜物→MnO 的轉(zhuǎn)變，高[Si]含量區(qū)域內(nèi)，隨著[Mn]含量升高，優(yōu)先析出的夾雜物由SiO2向Si-Mn-O 轉(zhuǎn)變。[O]含量降低，鋼中優(yōu)先析出的夾雜物的轉(zhuǎn)變?yōu)镕eV2O4→SiO2+Si-Mn-O 復(fù)合夾雜物+MnO→SiO2+Si-Mn-O 復(fù)合夾雜物。如圖1(b)、(c)、(d)所示，由于Al 是強脫氧元素，加入Al 后夾雜物優(yōu)勢區(qū)主要為Al2O3，隨著鋼中[Al]含量由0.005 0%升高到0.030%，Al2O3優(yōu)勢區(qū)逐漸擴大，鋼中最低平衡[O]含量由0.002 0% 降到0.000 7%。結(jié)果表明，Al 元素為強脫氧元素，Si-Mn 脫氧體系加入Al 后，對夾雜物類型影響顯著，鋼中優(yōu)先析出的夾雜物由MnO、SiO2轉(zhuǎn)變?yōu)锳l2O3，鋼中的[O]含量及夾雜物類型主要受Al 元素控制。

圖1 EH420 鋼Si-Mn-O 夾雜物優(yōu)勢區(qū)圖Fig.1 Predominant phase diagrams of Si-Mn-O inclusion in EH420 steel

為進一步研究在一定的Mn、Si 含量下Al 連續(xù)含量變化對夾雜物生成的影響，計算了Al-Si-O 和Al-Mn-O 夾雜物生成優(yōu)勢區(qū)相圖。如圖2(a)所示，Al-Si-O 相圖中Al2O3優(yōu)勢區(qū)比重最大，w[Si]=0.20%時，隨著[Al]含量升高，鋼中優(yōu)先析出的夾雜物由Al-Si-Mn-O 復(fù)合夾雜物向Al2O3轉(zhuǎn)變，高[O]含量區(qū)域優(yōu)先析出的夾雜物為Al-Si-Mn-O 復(fù)合夾雜物，低[O]含量區(qū)域轉(zhuǎn)變?yōu)锳l2O3。如圖2(b)所示，鋼中Si 含量為0.20%時沒有出現(xiàn)MnO 優(yōu)勢區(qū)，Mn含量對鋼中夾雜物種類影響不大。圖中Al2O3優(yōu)勢區(qū)占比最大，T.Mn.=1.6%時，隨著[Al]含量升高，鋼中優(yōu)先析出的夾雜物由Al-Si-Mn-O 復(fù)合夾雜物向Al2O3轉(zhuǎn)變，高[O]含量條件下優(yōu)先析出的夾雜物為Al-Si-Mn-O 復(fù)合夾雜物，低[O]含量條件下為Al2O3。結(jié)果與Si-Mn-O 優(yōu)勢區(qū)相圖相近，Al 作為強脫氧元素，鋼中夾雜物和[O]含量主要由Al 元素控制。

圖2 EH420 鋼Al-Si-O 及Al-Mn-O 夾雜物優(yōu)勢區(qū)圖Fig.2 Predominant phase diagrams of Al-Si-O and Al-Mn-O inclusions in EH420 steel

鋼液預(yù)脫氧后，為研究氧化物冶金工藝Mg、Ti元素含量變化對夾雜物生成的影響，計算了Al-Mg-O 和Al-Ti-O 夾雜物生成優(yōu)勢區(qū)相圖。圖3 為4個Ti 含量下Al-Mg-O 夾雜物生成優(yōu)勢區(qū)相圖。如圖3(a)所示，Mg 脫氧對優(yōu)勢區(qū)影響顯著，鋼中[Mg]含量高于0.000 68%時，鋼中優(yōu)先析出的夾雜物為MgO。Al、Mg 對鋼中[O]含量影響相近，隨著[Al]、[Mg]含量升高，鋼中[O]含量均可由0.009 0%降至0.000 5%。高[O]含量條件下，鋼中優(yōu)先析出的夾雜物為Mn3Al2Si3O12，[O]含量降低，轉(zhuǎn)變?yōu)镸g-Al-O 復(fù)合夾雜物+Mg2SiO4+Al2O3，[O]含量進一步降低，優(yōu)先析出的夾雜物為Mg-Al-O 復(fù)合夾雜物+MgO+Al2O3。如圖3(b)、(c)、(d)所示，加入Ti后中高氧位區(qū)域出現(xiàn)Ti3O5優(yōu)勢區(qū)，隨著Ti 含量升高，Ti3O5與Mg-Al-Ti-O 復(fù)合夾雜物優(yōu)勢區(qū)擴大，Al2O3優(yōu)勢區(qū)逐漸縮小，而MgO 優(yōu)勢區(qū)變化不明顯。相比Ti 含量≤0.020%，Ti 含量>0.020%時，Ti 含量對Mg-Al-Ti-O 優(yōu)勢區(qū)影響減小，可控制Ti 含量在0.01%～0.020%。

圖3 EH420 鋼Mg-Al-O 夾雜物優(yōu)勢區(qū)圖Fig.3 Predominant phase diagrams of Al-Mn-O inclusion in EH420 steel

圖4 為兩個Mg 含量下Al-Ti-O 夾雜物生成優(yōu)勢區(qū)相圖。如圖4(a)所示，不添加Mg 元素(T.Mg.=0)時，低[Al]含量下隨著[Ti]含量升高，鋼中優(yōu)先析出的夾雜物轉(zhuǎn)變?yōu)镸n3Al2Si3O12→Al-Ti-O 復(fù)合夾雜物→Ti3O5→Ti2O3，高[Al]含量下，隨著[Ti]含量升高，優(yōu)先析出的夾雜物有Al2O3→Al-Ti-O 復(fù)合夾雜物→Ti2O3的轉(zhuǎn)變。隨著[Al]含量升高，鋼中[O]含量最低降至0.000 4%。隨著[Ti]含量升高，鋼中[O]含量呈先降低后上升的趨勢。如圖4(b)所示，加入0.001 0%Mg 后，鋼中[O]含量低于0.001 0%，由于Mg 脫氧的影響，鋼中優(yōu)先析出的夾雜物為Mg-Al-Ti-O 復(fù)合夾雜物和MgO，[Ti]含量低于0.93%時優(yōu)先析出MgO。結(jié)果表明，加入Mg 后，鋼中優(yōu)先析出的夾雜物為MgO，夾雜物類型與[O]含量均主要受Mg 元素控制。

圖4 EH420 鋼Al-Ti-O 夾雜物優(yōu)勢區(qū)圖Fig.4 Predominant phase diagrams of Al-Ti-O inclusion in EH420 steel

2.2 不同氧含量下EH420 鋼中平衡夾雜物演變

氧含量對氧化物冶金工藝有重要影響，需著重考慮氧含量對夾雜物的影響，為此計算了不同T.O.含量下1873 K、T.Mg.=0.003 %時的Al-Ti 夾雜物相圖。如圖5 所示，T.O.含量高于0.006%時，鋼中Si 參與反應(yīng)，形成不同的復(fù)合夾雜物。T.O.含量低于0.003%時，僅強脫氧元素參與反應(yīng)，鋼中夾雜物種類減少。T.Ti=0.015%(即水平直線標注位置)條件下，隨著T.O.含量由0.010%降至0.001 5%，夾雜物有Mg-Al-Ti-O 復(fù)合夾雜物→MgO+Mg-Al-Ti-O復(fù)合夾雜物→MgO 的轉(zhuǎn)變。將表2 中與計算T.O.含量相近的試驗試樣中的Al、Ti 含量標注在圖中，如圖5(a)(c)所示，1#試驗終態(tài)的夾雜物組成為Mg2SiO4+Mg-Al-Ti-O 復(fù)合夾雜物，2#與3#試驗終態(tài)的夾雜物組成均為Mg-Al-Ti-O 復(fù)合夾雜物+MgO。結(jié)果表明，隨著T.O.含量降低，鋼中夾雜物類型由Mg、Al、Ti 協(xié)同控制轉(zhuǎn)為Mg 元素控制，T.O.含量控制在0.003%水平，鋼中夾雜物為Mg-Al-Ti-O 復(fù)合夾雜物和MgO，當T.O.含量在0.006%水平時，鋼中夾雜物為Mg-Al-Ti-O 復(fù)合夾雜物。

圖5 EH420 鋼不同氧含量條件下的Al-Ti 夾雜物相圖Fig.5 Phase diagrams of Al-Ti inclusions under different oxygen contents in EH420 steel

進行鋼液-夾雜物平衡熱力學計算，分析了1873 K 高T.O.含量(0.006%)以及低T.O.含量(0.003%)下，Mg、Al、Ti 含量變化對鋼中夾雜物的類型和生成量的影響（圖6），優(yōu)化含Ti 有益夾雜物生成條件。如圖6(a)所示，在高T.O.含量條件下，T.Mg.=0 時，鋼中夾雜物為Al-Ti-O 復(fù)合夾雜物和Al2O3，隨著Al 含量升高，Al2O3含量逐漸升高。隨著Mg 含量升高，Al2O3比例逐漸降低，T.Mg.≥0.001%時，主要為Mg-Al-Ti-O 復(fù)合夾雜物。如圖6(b)所示，全氧含量降低，鋼中夾雜物總量顯著降低。隨著Mg 含量升高，鋼中夾雜物有Al-Ti-O復(fù)合夾雜物+Al2O3→Mg-Al-Ti-O 復(fù)合夾雜物→MgO的轉(zhuǎn)變。如圖6(c)、(d)所示，Ti 含量變化對鋼中夾雜物總量影響不明顯。高T.O.含量條件下，鋼中夾雜物為Mg-Al-Ti-O 復(fù)合夾雜物。全氧含量降低，鋼中夾雜物總量顯著降低，鋼中夾雜物為Mg-Al-Ti-O復(fù)合氧化物和MgO，隨Al、Ti 含量升高，MgO 比例略有降低。根據(jù)圖6(a)、(b)，低T.O.含量下，為析出含Mg 氧化物以釘扎奧氏體晶界的同時獲得更多Mg-Al-Ti-O 復(fù)合夾雜物，可控制鋼中Mg 含量在0.002%水平。根據(jù)圖6(c)、(d)，Ti 含量控制在0.010%～0.020%時，高T.O.含量條件下析出Mg-Al-Ti-O 復(fù)合夾雜物；低T.O.含量獲得Mg-Al-Ti-O復(fù)合夾雜物物和MgO 夾雜物。

圖6 EH420 鋼中隨Mg、Al、Ti 變化的平衡夾雜物演變Fig.6 Evolution of equilibrium inclusions with variation of Mg,Al and Ti in EH420 steel

根據(jù)平衡熱力學計算結(jié)果，分析不同條件下生成的Mg-Al-Ti-O 復(fù)合夾雜物中TiOx比例。如圖7所示，TiOx比例與Ti、T.O.含量呈正相關(guān)，與Al、Mg 含量呈負相關(guān)。圖中水平直線標注位置表示T.Ti.=0.015%。低T.O.含量條件下，T.Ti.=0.015%時，隨T.Mg.含量升高，TiOx比例峰值由59%降低至48%，T.O.含量為0.003%、T.Mg.含量為0.002 %條件下，T.Ti.=0.015%時，隨T.Al.含量升高，TiOx比例峰值由57%降低到12%。由于低Al、Ti、T.O.含量條件下，高Mg 含量對夾雜物種類影響顯著，鋼中夾雜物僅為MgO，圖7(f)中低Al、Ti 含量時出現(xiàn)空白區(qū)域。如圖7 所示，為保證復(fù)合夾雜物中TiOx比例，平衡條件下控制Al 含量<0.010%。

圖7 EH420 鋼不同條件下Mg-Al-Ti-O 復(fù)合夾雜物的TiOx 比例Fig.7 TiOx proportion of Mg-Al-Ti-O composite inclusions in EH420 steel under different conditions

3 Mg-Al-Ti 復(fù)合脫氧鋼中夾雜物特征研究

為進一步分析鋼中Mg-Al-Ti 系復(fù)合脫氧過程夾雜物演變行為，驗證熱力學計算的準確性，進行實驗室模擬熔煉，分析T.O.含量和Mg、Al、Ti 元素含量變化對夾雜物成分的影響，其中Al 元素作為主要脫氧元素調(diào)控各組終T.O.含量，Mg、Ti 元素對各組夾雜物進行改性處理。

熱力學計算結(jié)果表明T.O.含量對鋼中夾雜物生成類型影響顯著，聯(lián)合分析驗證試驗各組合金成分與T.O.含量關(guān)系，如表2 所示。T.O.含量同鋼中Al 元素含量呈負相關(guān)趨勢，鋼中其他元素燒損與T.O.含量呈正相關(guān)趨勢。

1#試驗夾雜物演變?nèi)鐖D8 所示，1#試驗的夾雜物演變?yōu)镾iO2-MnO 系→MgO-SiO2-MnO 系→MgOSiO2-Ti3O5-MnO 系,Ti 脫氧后試樣中存在大尺寸夾雜物且夾雜物中各元素分布不均，Si、Mn 夾雜物仍大量存在，夾雜物未完全變性，1#試驗夾雜物類型與圖5(a)中計算結(jié)果相近。2#試驗夾雜物演變?nèi)鐖D9所示，2#試驗的夾雜物演變?yōu)镸gO-Al2O3-MnO+Al2O3-MnO 系→MgO-Al2O3系→MgO-Al2O3-Ti3O5+高MgO 系。3#試驗夾雜物演變?nèi)鐖D10 所示，3#試驗的夾雜物演變?yōu)镸gO-Al2O3-MnO+Al2O3-SiO2-MnO 系→MgO-Al2O3-SiO2-MnO 系→MgO-Al2O3-Ti3O5-MnO+高MgO 系。2#及3#試驗Al 脫氧后均有少量MgO 存在，T.O.含量降低，Al 元素燒損降低，Mg 處理后的試驗鋼中MgO 質(zhì)量比升高，Ti 處理后的試驗鋼中夾雜物均轉(zhuǎn)變?yōu)镸g-Al-Ti-O 復(fù)合夾雜物+高MgO 復(fù)合夾雜物，試驗結(jié)果與圖5(c)中計算結(jié)果匹配性良好。結(jié)果表明，T.O.含量對鋼中夾雜物的特征影響顯著，低T.O.含量條件下，Mg-Al-Ti復(fù)合處理后鋼中的夾雜物主要為Mg-Al-Ti-O 復(fù)合夾雜物+高MgO 復(fù)合夾雜物，與熱力學計算結(jié)果一致。綜合試驗驗證和熱力學計算，鋼中Al 含量宜控制在0.008 0%～0.010%水平。

圖8 1#試驗夾雜物演變Fig.8 Inclusion composition and typical inclusions of 1# in each stage

圖9 2#試驗夾雜物演變Fig.9 Inclusion composition and typical inclusions of 2# in each stage

圖10 3#試驗夾雜物演變Fig.10 Inclusion composition and typical inclusions of 3# l in each stage

Mg-Al-Ti-O 夾雜物存在高濃度陽離子空位，鋼中的金屬原子容易向含有陽離子空位的夾雜物中滲透，Mn 通過擴散進入含Ti 夾雜物中形成貧錳區(qū)[28]。此外，凝固過程中MnS 易在Mg-Al-Ti-O 夾雜物表面析出，引起周圍Mn 濃度降低，形成貧錳區(qū)[29]。夾雜物附近出現(xiàn)貧錳區(qū)，降低奧氏體的穩(wěn)定性，誘導(dǎo)IGF 在非金屬夾雜物上形核、長大。另外，微細含Mg 夾雜物具有很好的熱穩(wěn)定性，在升溫過程中可作為釘扎質(zhì)點抑制奧氏體粗化[30?31]。本研究給出了控制生成Mg-Al-Ti-O 復(fù)合夾雜物和高MgO 復(fù)合夾雜物的熱力學條件，但夾雜物釘扎奧氏體晶界及誘導(dǎo)IGF 形核的作用效果還同夾雜物的數(shù)量、尺寸及分布密切相關(guān)，要獲得良好的細晶效果，仍需進一步控制夾雜物生成的動力學條件。

4 結(jié)論

1)在Si-Mn 脫氧相圖中，隨著Al 含量升高，MnO、SiO2優(yōu)勢區(qū)消失，鋼中低氧位區(qū)域優(yōu)先析出Al2O3。Mg-Al 復(fù)合脫氧相圖中，隨著Ti 含量升高，相圖中高氧位區(qū)域出現(xiàn)Ti3O5優(yōu)勢區(qū)并逐漸擴大，Al2O3優(yōu)勢區(qū)逐漸縮小，MgO 優(yōu)勢區(qū)變化不明顯。在Al-Ti 復(fù)合脫氧相圖中，添加Mg 元素使鋼中優(yōu)先析出的夾雜物由含Ti 夾雜物和Al2O3轉(zhuǎn)變?yōu)镸gO，夾雜物類型與[O]含量均主要受[Mg]元素含量控制。

2)綜合熱力學計算：控制鋼中Mg、Al、Ti 含量分別在0.002 0%水平、0.008 0%～0.010%、0.010%～0.020%。當T.O.含量在0.003 0%水平時，析出Mg-Al-Ti-O 復(fù)合夾雜物+MgO 夾雜物；當T.O.含量在0.006 0%水平時，鋼中析出Mg-Al-Ti-O 復(fù)合夾雜物。

3)驗證試驗中夾雜物成分與熱力學計算結(jié)果具有良好的匹配性。高T.O.含量的夾雜物演變?yōu)椋篠iO2-MnO 系 →MgO-SiO2-MnO 系 →MgO-SiO2-Ti3O5-MnO 系；低T.O.含量的夾雜物演變?yōu)椋篗gOAl2O3-MnO+Al2O3-SiO2-MnO 系→MgO-Al2O3-SiO2-MnO 系→MgO-Al2O3-Ti3O5-MnO+高MgO 系。計算及試驗結(jié)果為調(diào)控夾雜物成分提供重要依據(jù)。