第36卷第8期 北京科技大学学报 Vol.36 No.8 2014年8月 Journal of University of Science and Technology Beijing Aug.2014 T一F钢凝固过程中TN的析出机理和规律 王金永”，刘建华)四，刘建飞”，冯美兰”，周明伟”，廖志”，贾友生) 1)北京科技大学治金工程研究院，北京1000832)涟源钢铁集团有限公司，涟源417009 ☒通信作者，E-mail:liujianhua@metall.usth.cd.cn 摘要结合治金热力学和凝固偏析模型分析了TiF钢凝固过程中TN的析出特点.THF钢凝固前期钢液中TN夹杂无 法生成，固相中TN源自低温固相析出：凝固固相分数达到0.64时，T、N组元在凝固前沿富集程度增加，凝固前沿固相中开 始有TN析出：凝固末期，T和N的富集程度进一步增大，固液相中均能有TN析出.采用扫描电镜分析了TN在铸坯中的分 布，从铸坯表层到中心TN数量和尺寸存在显著变化：从铸坯表层向中心方向TN尺寸不断增大，平均尺寸从1~2μm增大到 5m,在距离表层70-80mm处尺寸达到最大：在铸坯厚度中间位置，TiN尺寸较大，平均尺寸为5um左右：在铸坯中心TN尺 寸又有所变小，平均尺寸为3μm左右：在铸坯表层TN密集程度较高，在铸坯中间和中心TN数量密集程度显著降低.F钢 铸坯中TN析出时机及其尺寸和数量与T、N组元偏析和凝固冷却速度关系密切. 关键词F钢：氮化钛；凝固：偏析：析出 分类号TG142.1 Precipitation mechanism and behavior of TiN during Ti-IF steel solidification WANG Jin→ong',IU Jian--hua”,，LIU Jianfei”,FENG Mei-4an”,ZHO0 Ming-wei,LIAO Zhi,JIA You--sheng2》 1)Institute of Metallurgical Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Lianyuan Iron and Steel Corporation,Lianyuan 417009,China Corresponding author,E-mail:liujianhua@metall.ustb.edu.cn ABSTRACT Characterization of TiN precipitation during Ti-F steel solidification was analyzed by thermodynamics and the solidifica- tion segregation model.It is found that TiN inclusions cannot precipitate in liquid steel before solidification.In the earlier stage of so- lidification,TiN precipitates at low temperature in solidified steel.When the solid fraction reaches to0.64,TiN can precipitate in solid steel around the solidification front at higher temperatures,due to the increased enrichment of Ti and N.However,at the end stage of solidification,TiN can not only precipitate in solidified steel,but also in molten steel,for the segregation of Ti and N is getting seri- ous.TiN distribution in the Ti-F slab was observed by scanning electron microscopy (SEM).The results show that the number and size of TiN precipitates vary a lot from the slab surface to the center.The TiN size is increasing from the slab surface to the center, from 1-2 um to 5 um,and it is maximum in the area of 70 to 80mm from the slab surface.In the middle of the slab in thickness,the TiN size is large,with an average size of 5m;while in the center of the slab,the TiN size is getting smaller again,with an average size of 3 pm.The TiN denseness is high in the surface layer of the slab,but decreases significantly in the center and middle.The pre- cipitation moment,the size and number of TiN precipitates are closely related with the segregation of Ti and N and the solidification rate. KEY WORDS IF steel:titanium nitride:solidification;segregation:precipitation F钢是超低碳无间隙原子钢的简称，被称为 定为碳氮化物，从而得到无间隙原子的洁净铁素 第三代超深冲钢.它采用钛、铌等强碳氮化合物形 体钢0-习 成元素，将超低碳钢中的碳、氮等间隙原子完全固 TiF钢中TN主要在连铸过程中形成，尺寸处 收稿日期：2013-05-27 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2014.08.006:http:/journals.ustb.edu.cn
第 36 卷 第 8 期 2014 年 8 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 36 No． 8 Aug． 2014 Ti--IF 钢凝固过程中 TiN 的析出机理和规律 王金永1) ，刘建华1) ，刘建飞1) ，冯美兰1) ，周明伟2) ，廖 志2) ，贾友生2) 1) 北京科技大学冶金工程研究院，北京 100083 2) 涟源钢铁集团有限公司，涟源 417009 通信作者，E-mail: liujianhua@ metall． ustb． edu． cn 摘 要 结合冶金热力学和凝固偏析模型分析了 Ti--IF 钢凝固过程中 TiN 的析出特点． Ti--IF 钢凝固前期钢液中 TiN 夹杂无 法生成，固相中 TiN 源自低温固相析出; 凝固固相分数达到 0. 64 时，Ti、N 组元在凝固前沿富集程度增加，凝固前沿固相中开 始有 TiN 析出; 凝固末期，Ti 和 N 的富集程度进一步增大，固液相中均能有 TiN 析出． 采用扫描电镜分析了 TiN 在铸坯中的分 布，从铸坯表层到中心 TiN 数量和尺寸存在显著变化: 从铸坯表层向中心方向 TiN 尺寸不断增大，平均尺寸从 1 ～ 2 μm 增大到 5 μm，在距离表层 70 ～ 80 mm 处尺寸达到最大; 在铸坯厚度中间位置，TiN 尺寸较大，平均尺寸为 5μm 左右; 在铸坯中心 TiN 尺 寸又有所变小，平均尺寸为 3 μm 左右; 在铸坯表层 TiN 密集程度较高，在铸坯中间和中心 TiN 数量密集程度显著降低． IF 钢 铸坯中 TiN 析出时机及其尺寸和数量与 Ti、N 组元偏析和凝固冷却速度关系密切． 关键词 IF 钢; 氮化钛; 凝固; 偏析; 析出 分类号 TG 142. 1 Precipitation mechanism and behavior of TiN during Ti-IF steel solidification WANG Jin-yong1) ，LIU Jian-hua1) ，LIU Jian-fei1) ，FENG Mei-lan1) ，ZHOU Ming-wei2) ，LIAO Zhi2) ，JIA You-sheng2) 1) Institute of Metallurgical Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) Lianyuan Iron and Steel Corporation，Lianyuan 417009，China Corresponding author，E-mail: liujianhua@ metall． ustb． edu． cn ABSTＲACT Characterization of TiN precipitation during Ti-IF steel solidification was analyzed by thermodynamics and the solidification segregation model． It is found that TiN inclusions cannot precipitate in liquid steel before solidification． In the earlier stage of solidification，TiN precipitates at low temperature in solidified steel． When the solid fraction reaches to 0. 64，TiN can precipitate in solid steel around the solidification front at higher temperatures，due to the increased enrichment of Ti and N． However，at the end stage of solidification，TiN can not only precipitate in solidified steel，but also in molten steel，for the segregation of Ti and N is getting serious． TiN distribution in the Ti-IF slab was observed by scanning electron microscopy ( SEM) ． The results show that the number and size of TiN precipitates vary a lot from the slab surface to the center． The TiN size is increasing from the slab surface to the center， from 1--2 μm to 5 μm，and it is maximum in the area of 70 to 80 mm from the slab surface． In the middle of the slab in thickness，the TiN size is large，with an average size of 5 μm; while in the center of the slab，the TiN size is getting smaller again，with an average size of 3 μm． The TiN denseness is high in the surface layer of the slab，but decreases significantly in the center and middle． The precipitation moment，the size and number of TiN precipitates are closely related with the segregation of Ti and N and the solidification rate． KEY WOＲDS IF steel; titanium nitride; solidification; segregation; precipitation 收稿日期: 2013--05--27 DOI: 10． 13374 /j． issn1001--053x． 2014． 08． 006; http: / /journals． ustb． edu． cn IF 钢是超低碳无间隙原子钢的简称，被称为 第三代超深冲钢． 它采用钛、铌等强碳氮化合物形 成元素，将超低碳钢中的碳、氮等间隙原子完全固 定为碳氮化物，从而得到无间隙原子的洁净铁素 体钢［1 － 2］． Ti--IF 钢中 TiN 主要在连铸过程中形成，尺寸处
·1026· 北京科技大学学报 第36卷 于0.5μm到10um,呈方形或长方形，在热轧及卷 表1不同元素对应的系数△T值 取过程中比较稳定.F钢中TN的尺寸和分布最终 Table 1 AT values corresponding to different elements 会影响F钢的塑形及深冲性能.研究Ti-F钢中 相线C Si Mn P S Al Ti N T[O] TN的析出行为和规律具有重要意义P-司 液相线65.08530253.0209080 本文基于TN形成热力学以及Ti、N组元在凝 固相线415.320302807007.5400160 固前沿的偏析研究，理论分析了T一F钢凝固不同 反应的吉布斯自由能为 阶段TN的析出行为，并结合F钢铸坯中TN尺寸 △G=-291000+107.91T=-RT1mK,(3) 和数量的实验分析，研究了Ti-F钢铸坯中TN的 反应平衡常数K可表示为 分布特征 1 TN析出的热力学分析 K=-aTN) a tr a IN f[%Tif[%N叮' (4) 研究所选Ti-F钢的成分（质量分数，x)为：C △G°_15220-5.64. gK=-2.3R7- T (5) 0.0025%,Si0.010%,Mn0.10%,P0.012%,S 0.010%,A1s0.030%,Ti0.050%,N0.0030%, 式中：OTIN(和aN分别为钢液中TiN、Ti和N T[0]0.0030%. 的活度f和f人分别为Ti和N的活度系数；R为摩 T一F钢的液相线温度和固相线温度的计算公 尔气体常数；T为温度，K 式为 由于F钢中各组元的含量很低，且温度变化对 T=1811-∑（△Tx) (1) 活度相互作用系数e(i,j)的影响较小，因此计算中 计算液相线温度和固相线温度所需的△T温度 使用的各组元活度相互作用系数均采用1873K时 系数见表10.根据所选Ti-F钢成分计算得液相 钢液中组元的活度相互作用系数，如表2所示回 线温度T为1808K,固相线温度Ts为1796K 组元i的活度系数f通过下式计算： 1.1钢液中TiN析出的热力学分析 lgf=e[%门+e[%]+e[%J+…. (6) 钢液中TN生成反应O 式中，f为组元i的活度系数.计算得f人=0.94， [Ti][N]TiN, (2) fn=0.97. 表2钢液组元活度相互作用系数(1873K) Table 2 Activity interaction coefficients of components in liquid steel (1873 K) e(i,j) C Si Mn AI 作 N T [o] N 0.13 0.047 -0.02 0.045 0.007 -0.028 -0.530 0 0.05 Ti 0 0 0 0 -0.110 0.013 -1.8 -1.80 由式(4)和式(5)可得出氮化钛析出物在钢液 CL=C{1-0-Bk/(1+B]f}&-D0-+A] 中的平衡浓度积为 (8) g（[%T]·%N])=-15220 T +5.68. (7) 其中， B=4D.T/L,T=(TL -T)/Rc,L=688Rc0.36 钢液中氮质量分数为0.0030%，钛质量分数为 式中：C1为溶质在凝固过程1时刻的质量分数：C。 0.050%时，计算得氮化钛的析出温度为1605K,远 为溶质的初始质量分数：k为溶质在液相和固相间 远小于F钢的固相线温度.因此，F钢浇铸之前钢 平衡分配系数：f为凝固分数；D、为溶质在固相中 液中TN不可能析出. 的扩散系数，cm2·s-lT为局部凝固时间，min;L为 1.2凝固过程中TN析出的热力学分析 二次枝晶距，um;Rc钢水冷却速率，K·min-l. 钢液凝固过程中，溶质原子在固液两相区发生 表3为钢中元素的分配系数及扩散系数同.当 再分配，在固液界面前沿发生偏析.下式所示的 Rc=50K·min-1时，计算得B=0.0025× Ohnaka方程较准确地考虑了微观偏析对液相中溶 0.00055100",B、=2.865×10-7×0.1031o007.可见 质元素浓度的影响，可以用来研究钢水凝固过程中 铸坯凝固过程中B和B、趋近于零，且随温度T和 液相区内溶质元素的富集行为5： 冷速的变化很小
北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 于 0. 5 μm 到 10 μm，呈方形或长方形，在热轧及卷 取过程中比较稳定． IF 钢中 TiN 的尺寸和分布最终 会影响 IF 钢的塑形及深冲性能． 研究 Ti--IF 钢中 TiN 的析出行为和规律具有重要意义［2 － 3］． 本文基于 TiN 形成热力学以及 Ti、N 组元在凝 固前沿的偏析研究，理论分析了 Ti--IF 钢凝固不同 阶段 TiN 的析出行为，并结合 IF 钢铸坯中 TiN 尺寸 和数量的实验分析，研究了 Ti--IF 钢铸坯中 TiN 的 分布特征． 1 TiN 析出的热力学分析 研究所选 Ti--IF 钢的成分( 质量分数，x) 为: C 0. 0025% ，Si 0. 010% ，Mn 0. 10% ，P 0. 012% ，S 0. 010% ，Als 0. 030% ，Ti 0. 050% ，N 0. 0030% ， T［O］0. 0030% ． Ti--IF 钢的液相线温度和固相线温度的计算公 式为［4］ T = 1811 － ∑ ( ΔT·x) ． ( 1) 计算液相线温度和固相线温度所需的 ΔT 温度 系数见表 1 ［4］． 根据所选 Ti--IF 钢成分计算得液相 线温度 TL 为 1808 K，固相线温度 TS 为 1796 K． 1. 1 钢液中 TiN 析出的热力学分析 钢液中 TiN 生成反应［4］ ［Ti］+［N］= TiN( s) ， ( 2) 表 1 不同元素对应的系数 ΔT 值 Table 1 ΔT values corresponding to different elements 相线 C Si Mn P S Al Ti N T［O］ 液相线 65. 0 8 5 30 25 3. 0 20 90 80 固相线 415. 3 20 30 280 700 7. 5 40 0 160 反应的吉布斯自由能为 ΔG0 = － 291000 + 107. 91T = － ＲTln K， ( 3) 反应平衡常数 K 可表示为 K = αTiN( s) α［Ti］α［N］ = 1 fTi［% Ti］fN［% N］， ( 4) lg K = － ΔG0 2. 3ＲT = 15220 T － 5. 64． ( 5) 式中: αTiN( s) 、α［Ti］和 α［N］分别为钢液中 TiN、Ti 和 N 的活度; fTi和 fN 分别为 Ti 和 N 的活度系数; Ｒ 为摩 尔气体常数; T 为温度，K． 由于 IF 钢中各组元的含量很低，且温度变化对 活度相互作用系数 e( i，j) 的影响较小，因此计算中 使用的各组元活度相互作用系数均采用 1873 K 时 钢液中组元的活度相互作用系数，如表 2 所示［4］． 组元 i 的活度系数 fi 通过下式计算: lg fi = e i i ［% i］+ e j i ［% j］+ e k i ［% k］+ …． ( 6) 式中，fi 为组元 i 的活度系数． 计算得 fN = 0. 94， fTi = 0. 97． 表 2 钢液组元活度相互作用系数( 1873 K) Table 2 Activity interaction coefficients of components in liquid steel ( 1873 K) e( i，j) C Si Mn P S Al Ti N T［O］ N 0. 13 0. 047 － 0. 02 0. 045 0. 007 － 0. 028 － 0. 530 0 0. 05 Ti 0 0 0 0 － 0. 110 0 0. 013 － 1. 8 － 1. 80 由式( 4) 和式( 5) 可得出氮化钛析出物在钢液 中的平衡浓度积为 lg ( ［% Ti］·［% N］) = － 15220 T + 5. 68． ( 7) 钢液中氮质量分数为 0. 0030% ，钛质量分数为 0. 050% 时，计算得氮化钛的析出温度为 1605 K，远 远小于 IF 钢的固相线温度． 因此，IF 钢浇铸之前钢 液中 TiN 不可能析出． 1. 2 凝固过程中 TiN 析出的热力学分析 钢液凝固过程中，溶质原子在固液两相区发生 再分配，在固液界面前沿发生偏析． 下式所示的 Ohnaka 方程较准确地考虑了微观偏析对液相中溶 质元素浓度的影响，可以用来研究钢水凝固过程中 液相区内溶质元素的富集行为［5 － 9］: CL = C0 { 1 －［1 － βk /( 1 + β) ］fs} ( k － 1) /［1 － βk/( 1 + β) ］． ( 8) 其中， β = 4Dsτ / L2 ，τ = ( TL － Ts) /ＲC，L = 688Ｒ － 0. 36 C ． 式中: CL 为溶质在凝固过程 t 时刻的质量分数; C0 为溶质的初始质量分数; k 为溶质在液相和固相间 平衡分配系数; fs 为凝固分数; DS 为溶质在固相中 的扩散系数，cm2 ·s － 1 ; τ 为局部凝固时间，min ; L 为 二次枝晶距，μm; ＲC 钢水冷却速率，K·min － 1 ． 表 3 为钢中元素的分配系数及扩散系数［3］． 当 ＲC = 50 K·min － 1 时，计 算 得 βTi = 0. 0025 × 0. 000551000 / T，βN = 2. 865 × 10 － 7 × 0. 1031000 / T ． 可见 铸坯凝固过程中 βTi和 βN 趋近于零，且随温度 T 和 冷速的变化很小． · 6201 ·
第8期 王金永等：TiF钢凝固过程中TN的析出机理和规律 ·1027· 表3钢中元素的分配系数及扩散系数 1.50 Table 3 Partition coefficient and diffusion coefficient of elements in steel 1.25 元素k Ds/(cm2.s-1) DL/(cm2.s-1) 1.00 Ti0.3 68Xe-62400/Rr 3.1×10-3×e-l50m/Rr 0.75 N0.48 0.0078×e-189000R 3.25x10-3×e-15m/m 0.50 计算可令B=0,则 CL=Co(1-f)(-D) 0.25 (9) C=kC。(1-f)-D. (10) Ohnaka方程简化为Scheil方程.Scheil方程假设钢 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 液凝固过程中固相中无扩散，液相中溶质均匀0 图2凝固前沿液相中T元素含量变化 本文中N和Ti的微观偏析计算按照Scheil方 Fig.2 Change of Ti element concentration in liquid phase at the so 程进行.因此，凝固过程中钢液中的氮和钛含量的 lidification front 溶质分布表达式分别如下式： [9%N]=[%N。(1-f)-1, (11) 钢液中氮、钛的平衡浓度积K可由式(4)和式 [%Ti]=[%Ti]。(1-f)m-1. (12) (5)导出： 凝固过程中固相中氮和钛含量的溶质分布表达式分 KN=anaN=10学ss (16) 别如下式： 凝固前沿温度T与固相分数∫的关系用下 [%N、=k、[%N。(1-f)-1, (13) 式m表示： [%T]s=k[%T。(1-f)1. (14) T=T- T-TL (17) 式中，[%N]和[%T]分别为凝固过程中液相中氮 TL-T. 和钛含量，[%N门、和[%T]、分别为凝固过程中固 1-f,T。-T, 相中氮和钛含量，[%N]。和[%T]。分别为初始液 式中：T为凝固过程中液相温度，K;Tm为纯铁的熔 相中氨和钛含量，k和k、分别为钛和氮的平衡溶质 点，1811K;T,为液相线温度，1808K;T,为固相线温 分配因数 度，1796K计算得gQN-f和gKN-f的关系 依据式(11)和式(12)计算钢液凝固过程中Ti 如图3所示 与N组元在凝固前沿液相中浓度富集变化如图1 -1.5 和图2所示. 0.030 -2.0 一凝固前沿液相实际浓度积 一凝固前沿液相平衡浓度积 0.025 -25 △T=0K 0.020 -3.0 △T=50K A770K △T=100K 0.015 -3.5 0.010 4060i020304050.60.7080.91.0 0.005 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 图3液相中TN开始析出点 f. Fig.3 Beginning segregation point of TiN in the liquid phase 图1凝固前沿液相中N元素含量变化 凝固过程中，当gQN>lgK时，TiN从钢液 Fig.I Change of N element concentration in liquid phase at the so- 中析出的热力学条件成熟.图3表明，当凝固前沿 lidification front 钢液凝固过冷度△T=0K时，lgQN及lgKx的交叉 钢中实际氮、钛浓度积Q可表示为： 点对应的凝固分数f,=0.86.所以，氮质量分数为 Qx=[%Ti][%N]. (15) 0.0030%,钛质量分数为0.05%时，凝固过程中凝
第 8 期 王金永等: Ti--IF 钢凝固过程中 TiN 的析出机理和规律 表 3 钢中元素的分配系数及扩散系数 Table 3 Partition coefficient and diffusion coefficient of elements in steel 元素 k DS /( cm2 ·s － 1 ) DL /( cm2 ·s － 1 ) Ti 0. 3 68 × e － 62400 /ＲT 3. 1 × 10 － 3 × e － 11500 /ＲT N 0. 48 0. 0078 × e － 189000 /ＲT 3. 25 × 10 － 3 × e － 11500 /ＲT 计算可令 β = 0，则 CL = C0 ( 1 － fs) ( k － 1) ， ( 9) CS = kC0 ( 1 － fs) ( k － 1) ． ( 10) Ohnaka 方程简化为 Scheil 方程． Scheil 方程假设钢 液凝固过程中固相中无扩散，液相中溶质均匀［10］． 本文中 N 和 Ti 的微观偏析计算按照 Scheil 方 程进行． 因此，凝固过程中钢液中的氮和钛含量的 溶质分布表达式分别如下式: ［% N］=［% N］0 ( 1 － fs) kN － 1， ( 11) ［% Ti］=［% Ti］0 ( 1 － fs) kTi － 1 ． ( 12) 凝固过程中固相中氮和钛含量的溶质分布表达式分 别如下式: ［% N］S = kN ［% N］0 ( 1 － fs) kN － 1， ( 13) ［% Ti］S = kTi［% Ti］0 ( 1 － fs) kTi － 1 ． ( 14) 式中，［% N］和［% Ti］分别为凝固过程中液相中氮 和钛含量，［% N］S 和［% Ti］S 分别为凝固过程中固 相中氮和钛含量，［% N］0 和［% Ti］0 分别为初始液 相中氮和钛含量，kTi和 kN 分别为钛和氮的平衡溶质 分配因数． 依据式( 11) 和式( 12) 计算钢液凝固过程中 Ti 与 N 组元在凝固前沿液相中浓度富集变化如图 1 和图 2 所示． 图 1 凝固前沿液相中 N 元素含量变化 Fig． 1 Change of N element concentration in liquid phase at the solidification front 钢中实际氮、钛浓度积 QTiN可表示为: QTiN =［% Ti］［% N］． ( 15) 图 2 凝固前沿液相中 Ti 元素含量变化 Fig． 2 Change of Ti element concentration in liquid phase at the solidification front 钢液中氮、钛的平衡浓度积 KTiN可由式( 4) 和式 ( 5) 导出: KTiN = αTi·αN = 10 － 15220 T + 5. 68 ． ( 16) 凝固前沿温度 T 与固 相 分 数 fs 的关 系 用 下 式［7］表示: T = Tm － Tm － TL 1 － fs TL － Ts Tm － Ts ． ( 17) 式中: T 为凝固过程中液相温度，K; Tm 为纯铁的熔 点，1811 K; TL 为液相线温度，1808 K; Ts 为固相线温 度，1796 K． 计算得 lg QTiN － fs 和 lg KTiN － fs 的关系 如图 3 所示． 图 3 液相中 TiN 开始析出点 Fig． 3 Beginning segregation point of TiN in the liquid phase 凝固过程中，当 lg QTiN ＞ lg KTiN时，TiN 从钢液 中析出的热力学条件成熟． 图 3 表明，当凝固前沿 钢液凝固过冷度 ΔT = 0 K 时，lg QTiN及 lg KTiN的交叉 点对应的凝固分数 fs = 0. 86． 所以，氮质量分数为 0. 0030% ，钛质量分数为 0. 05% 时，凝固过程中凝 · 7201 ·
·1028+ 北京科技大学学报 第36卷 固分数达到f.=0.86时液相中氮化钛开始析出. -15 液相析出区 实际钢液凝固时需要一定的过冷度，计算得不 同的过冷度条件下凝固前沿液相平衡浓度积曲线， -2.0 固相析出区 如图3.图3表明，TN的开始析出点受过冷度的影 响，过冷度越大液相中TN析出得越早，但TN从形 -2.5 固液界面析出区 核到析出也需要一定的过饱和度.综合钢液凝固过 -3.0 冷度和TN析出过饱和度的需要，IF钢凝固前沿液 相中开始析出TN的时刻应在凝固分数f,=0.86 -3.5 附近 凝固过程TN在固相中的浓度积公式为 -4.0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 1gKi=lg([%T]s[%N)=-8000 +0.32. 图5凝固过程中TN析出不同阶段划分 (18) Fig.5 Different stages of TiN precipitation in the solidification 凝固前沿固相中实际氮、钛浓度积Q、可表 process 示为： QiN=[%Ti]s[%N]、 (19) 锭微区的组元偏析，如柱状晶间偏析、枝晶间偏析及 依据式(18)和式(19)计算得F钢凝固过程中 等轴晶间等显微偏析，因此上述所得TN析出规律 只适宜于分析F钢连铸坯局部区域TN析出.结 lgK、-人与gQ-天的关系如图4所示.图4表明 f=0.64时，凝固前沿固相中浓度积满足TN的析 合F钢连铸坯冷却和偏析状况可以推断：在铸坯凝 出条件.因此在f>0.64以后凝固前沿固相中开始 固初期，即铸坯表层中，由于凝固速度较快，显微偏 析出TiN 析得到很好控制，TN只能在低温固相中析出，因此 TN析出物尺寸细小；在铸坯中间部位，即柱状晶区 -2.5 域，显微偏析较为严重，TN析出时机较早，析出温 ·凝固前沿固相中实际浓度积 度较高，因此TN析出物尺寸较大，当显微偏析较为 -3.0 一凝固前沿固相中平衡浓度积 严重时，TN可在凝固前沿液相中生成，尺寸将更 -3.5 大；在铸坯中心，由于等轴晶的形成，显微偏析程度 降低，TN析出时机有所推迟，TN尺寸会有所减小. 4.0 2铸坯中TN析出物分析 2.1实验方法 0.2 0.4 0.6 0.8 为进一步研究铸坯凝固过程中TN的析出规 律，实验研究了现实生产中F铸坯表层到中心不同 图4gK-人与gQ-人的关系图 位置处TiN分布.实验选取涟钢生产的230mm厚 Fig.4 Relationships of lgKi -fs and lgonN-fs 度F钢连铸坯为研究对象.铸坯成分（质量分数） 根据上述分析，F钢凝固过程中TN析出分为 为：C0.0026%,Si0.006%,Mn0.11%,P 三种情况，如图5所示.人0.86时，凝固前沿液相中T]、 取金相样一个，共10个试样；在距表面80~130mm N]浓度积也满足析出条件，开始析出TN,此时固 位置，每隔15mm切取金相样一个，共3个试样；总 相和液相中同时析出TN. 计28个试样. Scheil方程研究的对象为钢液凝固时铸坯或铸 实验采用扫描电子显微镜，在800倍下，连续观
北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 固分数达到 fs = 0. 86 时液相中氮化钛开始析出． 实际钢液凝固时需要一定的过冷度，计算得不 同的过冷度条件下凝固前沿液相平衡浓度积曲线， 如图 3． 图 3 表明，TiN 的开始析出点受过冷度的影 响，过冷度越大液相中 TiN 析出得越早，但 TiN 从形 核到析出也需要一定的过饱和度． 综合钢液凝固过 冷度和 TiN 析出过饱和度的需要，IF 钢凝固前沿液 相中开始析出 TiN 的时刻应在凝固分数 fs = 0. 86 附近． 凝固过程 TiN 在固相中的浓度积公式［11］为 lgKS TiN = lg( ［% Ti］S ［% N］S ) = － 8000 T + 0. 32． ( 18) 凝固前沿固相中实际氮、钛 浓 度 积 QS TiN 可表 示为: QS TiN =［% Ti］S ［% N］S ． ( 19) 依据式( 18) 和式( 19) 计算得 IF 钢凝固过程中 lgKS TiN － fS与 lgQS TiN － fS的关系如图 4 所示． 图 4 表明 fS = 0. 64 时，凝固前沿固相中浓度积满足 TiN 的析 出条件． 因此在 fS ＞ 0. 64 以后凝固前沿固相中开始 析出 TiN． 图 4 lgKS TiN － fS与 lgQS TiN － fS的关系图 Fig． 4 Ｒelationships of lgKS TiN － fS and lgQS TiN － fS 根据上述分析，IF 钢凝固过程中 TiN 析出分为 三种情况，如图 5 所示． fS ＜ 0. 64 时，凝固前沿固液 相中［Ti］、［N］浓度积小于平衡浓度积，没有 TiN 的 析出，钢液凝固之后，温度降低固相中溶度积满足析 出条件，TiN 在固相中析出; 0. 64 ＜ fS ＜ 0. 86 时，凝 固前沿固相中［Ti］、［N］浓度积满足析出 TiN 的条 件，TiN 开始在凝固前沿固相中析出，但液相中无 TiN 析出; 当 fS ＞ 0. 86 时，凝固前沿液相中［Ti］、 ［N］浓度积也满足析出条件，开始析出 TiN，此时固 相和液相中同时析出 TiN． Scheil 方程研究的对象为钢液凝固时铸坯或铸 图 5 凝固过程中 TiN 析出不同阶段划分 Fig． 5 Different stages of TiN precipitation in the solidification process 锭微区的组元偏析，如柱状晶间偏析、枝晶间偏析及 等轴晶间等显微偏析，因此上述所得 TiN 析出规律 只适宜于分析 IF 钢连铸坯局部区域 TiN 析出． 结 合 IF 钢连铸坯冷却和偏析状况可以推断: 在铸坯凝 固初期，即铸坯表层中，由于凝固速度较快，显微偏 析得到很好控制，TiN 只能在低温固相中析出，因此 TiN 析出物尺寸细小; 在铸坯中间部位，即柱状晶区 域，显微偏析较为严重，TiN 析出时机较早，析出温 度较高，因此 TiN 析出物尺寸较大，当显微偏析较为 严重时，TiN 可在凝固前沿液相中生成，尺寸将更 大; 在铸坯中心，由于等轴晶的形成，显微偏析程度 降低，TiN 析出时机有所推迟，TiN 尺寸会有所减小． 2 铸坯中 TiN 析出物分析 2. 1 实验方法 为进一步研究铸坯凝固过程中 TiN 的析出规 律，实验研究了现实生产中 IF 铸坯表层到中心不同 位置处 TiN 分布． 实验选取涟钢生产的 230 mm 厚 度 IF 钢连铸坯为研究对象． 铸坯成分( 质量分数) 为: C 0. 0026% ，Si 0. 006% ，Mn 0. 11% ，P 0. 0121% ，S 0. 0060% ，Als 0. 0263% ，Ti 0. 054% ，N 0. 0021% ，T［O］0. 0032% ，与上面理论分析钢种成 分接近． 采用阶梯密集取样，如图 6 所示． 从内弧表面 到 30 mm 厚度位置每隔 2 mm 切取金相样一个，共 15 个试样; 在距表面 30 ～ 80 mm 位置每隔 5 mm 切 取金相样一个，共 10 个试样; 在距表面 80 ～ 130 mm 位置，每隔 15 mm 切取金相样一个，共 3 个试样; 总 计 28 个试样． 实验采用扫描电子显微镜，在 800 倍下，连续观 · 8201 ·
第8期 王金永等：T-亚钢凝固过程中TN的析出机理和规律 ·1029· 内弧侧 间隔2mm um左右.该变化趋势与前面铸坯偏析对TN析出 10 影响分析结论一致. 6.0 间隔5mm 10- 5.5 5.0 4.5 以 间隔l5mm 4.0 35 3.0 25 2.0 15 150 1.0- 0102030405060708090100110120130140 距内弧表面的距离mm 外弧侧 图8距离内弧表层不同距离TN平均尺寸分布 拉坯方向 Fig.8 Average size distribution of TiN at the different thicknesses of 图6金相试样取样方案（单位：mm) the inside direction Fig.6 Sampling scheme of metallographic specimens (unit:mm) 图9为铸坯不同厚度处单位面积上TN数量分 察60个视场，对TN夹杂的数量和尺寸进行统计. 布.铸坯表层TN密集程度最高，从铸坯表层向中 每个视场大小为142.22μm×97.42um. 心方向，铸坯中TN密集程度逐渐降低，在距表面 上述实验完成后还用5%硝酸乙醇对金相试样 70~80mm位置，密集程度达到最低；在铸坯中心部 进行侵蚀，在扫描电镜下进一步观察TN的形貌 位，TN密集程度又有所增加.从表层向中心TN密 2.2铸坯中TN尺寸与数量分析 集程度随其平均尺寸增大而降低，呈反比例变化 通过对28个试样，1680个视场的观察，共统计 180 到1438个TiN夹杂.图7为这些夹杂的尺寸分析 160 结果.铸坯中TN夹杂尺寸以1~2μm为最多，占 140 总量的35.4%；其次为2~3μm,占总量的28.7%； 120 绝大部分TiN夹杂尺寸在1~5um之间，约占所有 100 TiN夹杂的91%. 60 500 40 20 400 00102030405060708090100110120130 300 距内弧表面的距离/mm 图9F钢铸坯不同厚度处TN密集程度分布 200 Fig.9 Density distribution of TiN at the different thicknesses of the IF steel casting slab 100 铸坯凝固过程中，存在固液两相区，不同厚度处 0-11-22334455-66-88-10>10 钢液的过冷度和过饱和度存在差异，对TN析出有 TN夹杂尺寸m 不同影响.将实验铸坯不同厚度处单位面积上TN 图7F铸坯中不同尺寸TN数量分布 数量拟合成一条曲线，如图10.依据TN的数量和 Fig.7 Distribution of the number of TiN with different sizes in the IF 尺寸变化，将实际铸坯厚度方向TN的分布也分为 steel casting slab 三个区域. 图8为距离内弧不同距离TN的平均尺寸分布 第一区为表层区，TN在铸坯激冷层附近大量 图.从内弧表层到80mm位置，TiN平均尺寸不断增 析出.此区域冷速大，铸坯很快降到较低温度，并达 大；在70~80mm处，TiN尺寸最大，平均尺寸增加 到TN析出所需的浓度积，TN大量形核析出.但由 到5m;而铸坯中心部位TiN尺寸则逐渐变小，在3 于温度较低，且在凝固铸坯中析出，TN来不及长
第 8 期 王金永等: Ti--IF 钢凝固过程中 TiN 的析出机理和规律 图 6 金相试样取样方案( 单位: mm) Fig． 6 Sampling scheme of metallographic specimens ( unit: mm) 察 60 个视场，对 TiN 夹杂的数量和尺寸进行统计． 每个视场大小为 142. 22 μm × 97. 42 μm． 上述实验完成后还用 5% 硝酸乙醇对金相试样 进行侵蚀，在扫描电镜下进一步观察 TiN 的形貌． 2. 2 铸坯中 TiN 尺寸与数量分析 通过对 28 个试样，1680 个视场的观察，共统计 到 1438 个 TiN 夹杂． 图 7 为这些夹杂的尺寸分析 结果． 铸坯中 TiN 夹杂尺寸以 1 ～ 2 μm 为最多，占 总量的 35. 4% ; 其次为 2 ～ 3 μm，占总量的 28. 7% ; 绝大部分 TiN 夹杂尺寸在 1 ～ 5 μm 之间，约占所有 TiN 夹杂的 91% ． 图 7 IF 铸坯中不同尺寸 TiN 数量分布 Fig． 7 Distribution of the number of TiN with different sizes in the IF steel casting slab 图 8 为距离内弧不同距离 TiN 的平均尺寸分布 图． 从内弧表层到80 mm 位置，TiN 平均尺寸不断增 大; 在 70 ～ 80 mm 处，TiN 尺寸最大，平均尺寸增加 到 5 μm; 而铸坯中心部位 TiN 尺寸则逐渐变小，在 3 μm 左右． 该变化趋势与前面铸坯偏析对 TiN 析出 影响分析结论一致． 图 8 距离内弧表层不同距离 TiN 平均尺寸分布 Fig． 8 Average size distribution of TiN at the different thicknesses of the inside direction 图 9 为铸坯不同厚度处单位面积上 TiN 数量分 布． 铸坯表层 TiN 密集程度最高，从铸坯表层向中 心方向，铸坯中 TiN 密集程度逐渐降低，在距表面 70 ～ 80 mm 位置，密集程度达到最低; 在铸坯中心部 位，TiN 密集程度又有所增加． 从表层向中心 TiN 密 集程度随其平均尺寸增大而降低，呈反比例变化． 图 9 IF 钢铸坯不同厚度处 TiN 密集程度分布 Fig． 9 Density distribution of TiN at the different thicknesses of the IF steel casting slab 铸坯凝固过程中，存在固液两相区，不同厚度处 钢液的过冷度和过饱和度存在差异，对 TiN 析出有 不同影响． 将实验铸坯不同厚度处单位面积上 TiN 数量拟合成一条曲线，如图 10． 依据 TiN 的数量和 尺寸变化，将实际铸坯厚度方向 TiN 的分布也分为 三个区域． 第一区为表层区，TiN 在铸坯激冷层附近大量 析出． 此区域冷速大，铸坯很快降到较低温度，并达 到 TiN 析出所需的浓度积，TiN 大量形核析出． 但由 于温度较低，且在凝固铸坯中析出，TiN 来不及长 · 9201 ·
·1030 北京科技大学学报 第36卷 140 3TN夹杂物形貌及成分 个数 拟合曲线 120 实验观察到不同位置处TiN尺寸相差较大，TN 100 中间区 有纯TiN夹杂，也有以A山，O3为核心的复合TiN夹 80 中心区 杂.图11为实验观察到的典型TN夹杂，表4为其 中不同夹杂物的成分.图11(a)和(b)为靠近表层 60 区域的较小尺寸的TiN,(c)和(d)为靠近中部较大 40叶表层区 尺寸的TiN,(e)、(f)和(g)为金相试样经过5%硝 20 酸乙醇侵蚀之后观察到的TN形貌. 0102030405060708090100110 TN形貌比较规则，没侵蚀之前为方形或长方 望离内弧表面的距离/mm 形.经过侵蚀之后可看到较立体的TN形貌，单个 图10铸坯实际凝固过程中TN分布区域划分 Fig.10 TiN distribution division in the actual casting solidification 的TN形状为立方体或长方体，团簇状析出的TN process 形貌也比较规则. 大，尺寸非常细小；但由于形核位置较多，TN数量 表4图11中各夹杂物的成分（质量分数） Table 4 Chemical composition of inclusions in Fig.11 较多. 在铸坯中间区域，随着凝固速度的降低，TN析 图片序号 N 0 Ti Fe Mg 67.428.72 出的过饱和度减少，形核率降低，数量减少：同时，析 (a)23.86 (b),118.62 61.7719.61 出温度提高，尺寸变大.此区域铸坯凝固组织主要 2.60 为柱状晶，显微偏析较为严重，溶质浓度在枝晶间富 (b),22.31 41.5434.0717.58 1.91 集，TN析出时机相对较表层区提前；且偏析越严 (e) 19.77 一 73.73 6.50 (d),124.30 73.55 2.15 重，温降越慢，TN析出时机越早，析出温度越高，析 出过饱和度越低，形核率越低，尺寸越大.因此在此 (d),2 39.37 36.26 1.26 区域，随着铸坯厚度增加，TN数量减少，尺寸增大. (e)19.77 63.2716.95 铸坯中心区域，凝固组织为等轴晶，显微偏析程 (f0,1 一 50.37 48.98 0.65 (0,251.20 43.87 4.93 度有所降低，TN析出时机较靠近它的中间区域推 迟，尺寸相对减小，同时数量有所增加 (g) 28.20 2.6969.11 a b @ +2 I um 24m @ 2 jmm 四 2 m 图11观察到的典型TN的扫描电镜照片 Fig.11 SEM images of TiN inclusions observed
北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 图 10 铸坯实际凝固过程中 TiN 分布区域划分 Fig． 10 TiN distribution division in the actual casting solidification process 大，尺寸非常细小; 但由于形核位置较多，TiN 数量 较多． 在铸坯中间区域，随着凝固速度的降低，TiN 析 出的过饱和度减少，形核率降低，数量减少; 同时，析 出温度提高，尺寸变大． 此区域铸坯凝固组织主要 为柱状晶，显微偏析较为严重，溶质浓度在枝晶间富 集，TiN 析出时机相对较表层区提前; 且偏析越严 重，温降越慢，TiN 析出时机越早，析出温度越高，析 出过饱和度越低，形核率越低，尺寸越大． 因此在此 区域，随着铸坯厚度增加，TiN 数量减少，尺寸增大． 铸坯中心区域，凝固组织为等轴晶，显微偏析程 度有所降低，TiN 析出时机较靠近它的中间区域推 迟，尺寸相对减小，同时数量有所增加． 图 11 观察到的典型 TiN 的扫描电镜照片 Fig． 11 SEM images of TiN inclusions observed 3 TiN 夹杂物形貌及成分 实验观察到不同位置处 TiN 尺寸相差较大，TiN 有纯 TiN 夹杂，也有以 Al2 O3 为核心的复合 TiN 夹 杂． 图 11 为实验观察到的典型 TiN 夹杂，表 4 为其 中不同夹杂物的成分． 图 11( a) 和( b) 为靠近表层 区域的较小尺寸的 TiN，( c) 和( d) 为靠近中部较大 尺寸的 TiN，( e) 、( f) 和( g) 为金相试样经过 5% 硝 酸乙醇侵蚀之后观察到的 TiN 形貌． TiN 形貌比较规则，没侵蚀之前为方形或长方 形． 经过侵蚀之后可看到较立体的 TiN 形貌，单个 的 TiN 形状为立方体或长方体，团簇状析出的 TiN 形貌也比较规则． 表 4 图 11 中各夹杂物的成分( 质量分数) Table 4 Chemical composition of inclusions in Fig． 11 % 图片序号 N O Al Ti Fe Mg ( a) 23. 86 — — 67. 42 8. 72 — ( b) ，1 18. 62 — — 61. 77 19. 61 — ( b) ，2 2. 31 41. 54 34. 07 17. 58 2. 60 1. 91 ( c) 19. 77 — — 73. 73 6. 50 — ( d) ，1 24. 30 — — 73. 55 2. 15 — ( d) ，2 — 39. 37 36. 26 1. 26 — — ( e) 19. 77 — — 63. 27 16. 95 — ( f) ，1 — 50. 37 48. 98 0. 65 — — ( f) ，2 51. 20 — — 43. 87 4. 93 — ( g) 28. 20 — 2. 69 69. 11 — — · 0301 ·
第8期 王金永等：TiF钢凝固过程中TN的析出机理和规律 ·1031· 能影响的研究[学位论文].济南：山东大学，2009) 4结论 [B] Shang J H,Wang X J,Chu Y Z,et al.Recent development on (1)TN在Ti-F钢凝固之前钢液中不析出. precipitation behaviour of second-phase particles in Ti-F steels during hot rolling.J ron Steel Res,2000,12(6):55 凝固过程中TN析出时机与铸坯偏析有密切关系 (商建辉，王先进，初元璋，等.THF钢热轧时第二相粒子析 f天0.86时， ing.2nd Ed.Beijing:Metallurgical Industry Press,2010 凝固前沿固相和液相中同时满足TN的析出条件. (陈家样.炼钢常用图表数据手册.2版.北京：治金工业出 版社，2010) (2)TiHF铸坯中绝大部分TiN夹杂尺寸在1~ [5]Guo H J.Metallurgical Physical Chemistry Course.2nd Ed.Bei- 5μm之间，且大多为1~2μm.从铸坯内弧表面向 jing:Metallurgical Industry Press,2008 中心，TN密集程度不断降低，平均尺寸不断增大： (郭汉杰.治金物理化学.2版.北京：治金工业出版社， 在距表层70~80mm区域TiN达到最大，平均尺寸 2008) 6]Ohnaka I.Mathematical analysis of solute redistribution during so- 为5m,但数量也最低；在铸坯中心附近TiN密集 lidification with diffusion in solid phase.Trans Iron Steel Inst Ipn, 程度又有所增大，平均尺寸变小，平均尺寸为3m. 1986,26(12):1045 (3)F钢铸坯中TN析出时机、尺寸和数量与 Goto H,Miyazawa K,Yamada W,et al.Effect of cooling rate or T、N组元偏析和凝固冷却速度关系密切.依据TN composition of oxides precipitated during solidification of steels. 的尺寸和数量变化，铸坯厚度可分为三个区域：表层 1Umt,1995,35(6):708 [8]Li Z Q,Yuan L,Liu T,et al.Formation mechanism of Al2 03- 区，温降快，偏析弱，TN析出时机晚，尺寸细小，数 TiN compound inclusion during IF steel solidification process. 量众多；中间区，偏析强，温降慢，TN析出温度高， Northeast Unie Nat Sci,2012,33(9):1294 尺寸大，数量少；铸坯中心区，凝固组织为等轴晶，显 (李志强，袁磊，刘涛，等.F钢凝周过程中A山203-TN复合 微偏析较弱，TN尺寸较大，数量较少. 夹杂物的形成机理.东北大学学报：自然科学版，2012,33 (9):1294) 9] 参考文献 Chen T,Li H,Lii N B,et al.Thermodynamics analysis on the precipitation of titanium nitride in a welding wire steel.Iron Steel Kang YLTheory and Technology of Processing and Forming for Vanadiun Titanium,2012,33(6):86 Advanced Automobile Steel Sheets.Beijing:Metallurgical Industry (陈涛，李宏，吕酒冰，等.高效焊丝用钢中TN析出的热力 Pres5,2009 学分析.钢铁钒钛，2012,33(6)：86) (康永林.现代汽车板工艺及成形理论与技术.北京：治金工 [10]Hu H Q.Metal Solidification Principle.Beijing:China Machine 业出版社，2009) Press,1998 Han F T.Study on Effects of Metallurgical Processing on Micro- (胡汉起.金属凝固原理.北京：机械工业出版社，1998) structure and Properties of Ferritic Hot-Rolled Deep-Drawing Inter- 01] Yong QL Second Phases in Structural Steels.Beijing:Metallur- stitial-Free (IF)Sheet Steel [Dissertation].Jinan:Shandong gical Industry Press,2006 University,2009 (雍岐龙.钢铁材料中的第二相.北京：冶金工业出版社， (韩福涛.治金因素对热轧深冲无间隙原子(F)钢板组织性 2006)
第 8 期 王金永等: Ti--IF 钢凝固过程中 TiN 的析出机理和规律 4 结论 ( 1) TiN 在 Ti--IF 钢凝固之前钢液中不析出． 凝固过程中 TiN 析出时机与铸坯偏析有密切关系． fS ＜ 0. 64 时，凝固前沿没有 TiN 析出，凝固之后随着 温度降低，TiN 在固相中析出． 当 0. 64 ＜ fS ＜ 0. 86 时，凝固前沿固相中开始析出 TiN． 当 fS ＞ 0. 86 时， 凝固前沿固相和液相中同时满足 TiN 的析出条件． ( 2) Ti--IF 铸坯中绝大部分 TiN 夹杂尺寸在1 ～ 5 μm 之间，且大多为 1 ～ 2 μm． 从铸坯内弧表面向 中心，TiN 密集程度不断降低，平均尺寸不断增大; 在距表层 70 ～ 80 mm 区域 TiN 达到最大，平均尺寸 为 5 μm，但数量也最低; 在铸坯中心附近 TiN 密集 程度又有所增大，平均尺寸变小，平均尺寸为 3 μm． ( 3) IF 钢铸坯中 TiN 析出时机、尺寸和数量与 Ti、N 组元偏析和凝固冷却速度关系密切． 依据 TiN 的尺寸和数量变化，铸坯厚度可分为三个区域: 表层 区，温降快，偏析弱，TiN 析出时机晚，尺寸细小，数 量众多; 中间区，偏析强，温降慢，TiN 析出温度高， 尺寸大，数量少; 铸坯中心区，凝固组织为等轴晶，显 微偏析较弱，TiN 尺寸较大，数量较少． 参 考 文 献 ［1］ Kang Y L． Theory and Technology of Processing and Forming for Advanced Automobile Steel Sheets． Beijing: Metallurgical Industry Press，2009 ( 康永林． 现代汽车板工艺及成形理论与技术． 北京: 冶金工 业出版社，2009) ［2］ Han F T． Study on Effects of Metallurgical Processing on Microstructure and Properties of Ferritic Hot-Ｒolled Deep-Drawing Interstitial-Free ( IF) Sheet Steel ［Dissertation］． Jinan: Shandong University，2009 ( 韩福涛． 冶金因素对热轧深冲无间隙原子( IF) 钢板组织性 能影响的研究［学位论文］． 济南: 山东大学，2009) ［3］ Shang J H，Wang X J，Chu Y Z，et al． Ｒecent development on precipitation behaviour of second-phase particles in Ti-IF steels during hot rolling． J Iron Steel Ｒes，2000，12( 6) : 55 ( 商建辉，王先进，初元璋，等． Ti--IF 钢热轧时第二相粒子析 出行为研究的最新进展． 钢铁研究学报，2000，12( 6) : 55) ［4］ Chen J X． Manual of Chart and Date in Common Use of Steel Making． 2nd Ed． Beijing: Metallurgical Industry Press，2010 ( 陈家祥． 炼钢常用图表数据手册． 2 版． 北京: 冶金工业出 版社，2010) ［5］ Guo H J． Metallurgical Physical Chemistry Course． 2nd Ed． Beijing: Metallurgical Industry Press，2008 ( 郭汉杰． 冶 金 物 理 化 学． 2 版． 北 京: 冶金工业出版社， 2008) ［6］ Ohnaka I． Mathematical analysis of solute redistribution during solidification with diffusion in solid phase． Trans Iron Steel Inst Jpn， 1986，26( 12) : 1045 ［7］ Goto H，Miyazawa K，Yamada W，et al． Effect of cooling rate on composition of oxides precipitated during solidification of steels． ISIJ Int，1995，35( 6) : 708 ［8］ Li Z Q，Yuan L，Liu T，et al． Formation mechanism of Al2 O3 - TiN compound inclusion during IF steel solidification process． J Northeast Univ Nat Sci，2012，33( 9) : 1294 ( 李志强，袁磊，刘涛，等． IF 钢凝固过程中 Al2 O3 --TiN 复合 夹杂物的形成机理． 东北大学学报: 自然科学版，2012，33 ( 9) : 1294) ［9］ Chen T，Li H，Lü N B，et al． Thermodynamics analysis on the precipitation of titanium nitride in a welding wire steel． Iron Steel Vanadiun Titanium，2012，33( 6) : 86 ( 陈涛，李宏，吕迺冰，等． 高效焊丝用钢中 TiN 析出的热力 学分析． 钢铁钒钛，2012，33( 6) : 86) ［10］ Hu H Q． Metal Solidification Principle． Beijing: China Machine Press，1998 ( 胡汉起． 金属凝固原理． 北京: 机械工业出版社，1998) ［11］ Yong Q L． Second Phases in Structural Steels． Beijing: Metallurgical Industry Press，2006 ( 雍岐龙． 钢铁材料中的第二相． 北京: 冶金工业出版社， 2006) · 1301 ·