1572 工程科学学报，第41卷，第12期 109 转变为Mn-Al-O.针对连铸过程中Mn-Al-O夹 Mno 100 110 液态氧化物 120 杂物的形成，使用FactSageTM7.2热力学计算了试 样3#在1200~1600℃温度范围内，平衡析出相的 160 180 变化情况，计算结果如图10(a)所示.由图可知，在 200 210 温度低于1445℃，钢液中开始析出高温铁素体相 230 (BCC1#1),既液相线温度为1445℃.当温度低于 250 钢液 270 SiO, 1415℃时，开始形成奥氏体相(FCC1#1).当温度 巴试验成分 低于1390℃时，液相全部转变为固相，既固相线 数字为氧质量分数/10 06 温度为1390℃.在1455℃钢中开始形成Mn-A1-0 Si质量分数% 类夹杂物.在1425℃开始形成液态氧化物，其主 图81600℃202不锈钢Si-Mn-0平衡相图 要组成为MnO-AlO-SiO2,此时液相质量占比为 Fig.8 Phase diagram of the Si-Mn-O system with iso-oxygen contours 61%:与此同时，Mn-A1-O类夹杂物含量开始减少， in Fe-15Cr-4Ni steel at 1600 C 在1400℃时，其质量占比为0，此时液相质量占比 为9.6%.在温度为1370℃时，Mn-A1-0类夹杂物 区和钢液部分，如图9(a)所示.当钢中硅质量分数 又开始形成.在连铸过程中，凝固初期以Mn-A-O 低于0.1%、锰含量较高时，钢中容易形成Mn-A-O 类夹杂物的形成为主；凝固中期1425℃（液相量 类夹杂物.硅质量分数高于0.1%，则易于形成液态 为61%)，M-A1-O类夹杂物达到最大值，之后逐 氧化物.相较于图8中无A1的Mn-A1-O平衡相 渐减少，到凝固末期1400℃（液相量为9.6%）达到 图，钢液中铝质量分数增加1×10将有利于钢中形 最小值.连铸的开浇温度为1490℃，在钢液快速 成液态氧化物.但是进一步增加钢中铝含量会形 凝固过程中，M-A-O夹杂物逐渐形成，凝固中后 成氧化铝类夹杂物，图9(b)为铝质量分数为 期温度较低，使M-A1-O夹杂物转变为液态 3×10时M-Si-0平衡相图.由于铝含量增加，钢 MnO-Al2O3-SiO2氧化物的热力学平衡很难快速实 中钢液区域转变为氧化铝区域；与此同时， 现，这使得M-A-O夹杂物成为连铸过程中主要 MnO-Al,O3区域范围明显增大；相应的液态氧化 形成的夹杂物类型.在LF出站到钢液连铸前，钢 物区明显减小.因此，合理控制钢中残余铝含量对 液内已经生成的Ca-Si-Mn-O夹杂物会部分上浮 控制冶炼过程中夹杂物的形成至关重要.钢中铝 去除，连铸坯中Ca-Si-Mn-O类夹杂物会减少；与 含量较低时可以扩大液相区，促进液态夹杂物的 此同时，钢液凝固过程中会形成Mn-A1-O类夹杂 形成：相反铝含量过高则会减小夹杂物形成的液 物，这使得连铸后钢中主要的夹杂物类型由 相区，甚至形成氧化铝类夹杂物，这类夹杂物容易 Ca-Si-Mn-O转变为Mn-A-O.对于硅锰脱氧钢 导致后续连铸浸入式水口堵塞0-川 需要合理控制钢中铝含量来控制钢中夹杂物的形 在连铸后，钢中主要的夹杂物类型由Ca-Si-Mn-O 成，钢中铝含量对硅锰脱氧钢液凝固过程中夹杂 (a) 130 9 '60 MnO-AL,O, .140、 80 6 80 6 --5T 150、 MnO-AlO; 液态氧化物： 4 120 Y70 40液态氧化物 3 100 180 、、130 、`60 2 三 10 钢液 A20: - ■试验成分 18,, ■试验成分 数字为氧质量分数/10 数字为氧质量分数/10 0.01 0.1 01 0.1 Si质量分数/% Si质量分数% 图91600℃不同铝含量202不锈钢Si-M-0平衡相图.(a)Fe-15Cr-4Ni-0.001Al钢液；(b)Fe-15Cr-4N-0.003l钢液 Fig Phase diagram of the Si-Mn-O system with iso-oxygen contours:(a)Fe-15Cr-4Ni-0.001Al steel;(b)Fe-15Cr-4Ni-0.003Al steel at 1600 C区和钢液部分，如图 9（a）所示. 当钢中硅质量分数 低于 0.1%、锰含量较高时，钢中容易形成 Mn−Al−O 类夹杂物. 硅质量分数高于 0.1%，则易于形成液态 氧化物. 相较于图 8 中无 Al 的 Mn−Al−O 平衡相 图，钢液中铝质量分数增加 1×10−5将有利于钢中形 成液态氧化物. 但是进一步增加钢中铝含量会形 成氧化铝类夹杂物 ， 图 9（ b） 为铝质量分数 为 3×10−5 时 Mn−Si−O 平衡相图. 由于铝含量增加，钢 中 钢 液 区 域 转 变 为 氧 化 铝 区 域 ； 与 此 同 时 ， MnO−Al2O3 区域范围明显增大；相应的液态氧化 物区明显减小. 因此，合理控制钢中残余铝含量对 控制冶炼过程中夹杂物的形成至关重要. 钢中铝 含量较低时可以扩大液相区，促进液态夹杂物的 形成；相反铝含量过高则会减小夹杂物形成的液 相区，甚至形成氧化铝类夹杂物，这类夹杂物容易 导致后续连铸浸入式水口堵塞[10−11] . 在连铸后，钢中主要的夹杂物类型由Ca−Si−Mn−O 转变为 Mn−Al−O. 针对连铸过程中 Mn−Al−O 夹 杂物的形成，使用 FactSageTM 7.2 热力学计算了试 样 3#在 1200～1600 ℃ 温度范围内，平衡析出相的 变化情况，计算结果如图 10（a）所示. 由图可知，在 温度低于 1445 ℃，钢液中开始析出高温铁素体相 （BCC1#1），既液相线温度为 1445 ℃. 当温度低于 1415 ℃ 时，开始形成奥氏体相（FCC1#1）. 当温度 低于 1390 ℃ 时，液相全部转变为固相，既固相线 温度为 1390 ℃. 在 1455 ℃ 钢中开始形成 Mn−Al−O 类夹杂物. 在 1425 ℃ 开始形成液态氧化物，其主 要组成为 MnO−Al2O3−SiO2，此时液相质量占比为 61%；与此同时，Mn−Al−O 类夹杂物含量开始减少， 在 1400 ℃ 时，其质量占比为 0，此时液相质量占比 为 9.6%. 在温度为 1370 ℃ 时，Mn−Al−O 类夹杂物 又开始形成. 在连铸过程中，凝固初期以 Mn−Al−O 类夹杂物的形成为主；凝固中期 1425 ℃（液相量 为 61%） ，Mn−Al−O类夹杂物达到最大值，之后逐 渐减少，到凝固末期 1400 ℃（液相量为 9.6%）达到 最小值. 连铸的开浇温度为 1490 ℃，在钢液快速 凝固过程中，Mn−Al−O夹杂物逐渐形成，凝固中后 期 温 度 较 低 ， 使 Mn−Al−O 夹 杂 物 转 变 为 液 态 MnO−Al2O3−SiO2氧化物的热力学平衡很难快速实 现，这使得 Mn−Al−O 夹杂物成为连铸过程中主要 形成的夹杂物类型. 在 LF 出站到钢液连铸前，钢 液内已经生成的 Ca−Si−Mn−O 夹杂物会部分上浮 去除，连铸坯中 Ca−Si−Mn−O 类夹杂物会减少；与 此同时，钢液凝固过程中会形成 Mn−Al−O 类夹杂 物 ， 这 使 得 连 铸 后 钢 中 主 要 的 夹 杂 物 类 型 由 Ca−Si−Mn−O 转变为 Mn−Al−O. 对于硅锰脱氧钢 需要合理控制钢中铝含量来控制钢中夹杂物的形 成，钢中铝含量对硅锰脱氧钢液凝固过程中夹杂 0.1 1 Si 质量分数/% 数字为氧质量分数/10−6 液态氧化物 试验成分 钢液 10 1 0.1 Mn 质量分数/% 270 SiO2 250 230 MnO 210 200 180 160 140 130 120 110 100 图 8    1600 ℃202 不锈钢 Si−Mn−O 平衡相图 Fig.8    Phase diagram of the Si−Mn−O system with iso-oxygen contours in Fe−15Cr−4Ni steel at 1600 ℃ 0.01 0.1 1 Si 质量分数/% 数字为氧质量分数/10−6 液态氧化物 试验成分 钢液 (a) 10 9 8 7 6 5 4 3 2 1 Mn 质量分数/% MnO−Al2O3 180 160 170 150 140 130 80 60 100 0.01 0.1 1 Si 质量分数/% 数字为氧质量分数/10−6 液态氧化物 试验成分 (b) 10 9 8 7 6 5 4 3 2 1 Mn 质量分数/% MnO−Al2O3 180 160 170 150 140 120 80 60 100 Al2O3 图 9    1600 ℃ 不同铝含量 202 不锈钢 Si−Mn−O 平衡相图. (a) Fe−15Cr−4Ni−0.001Al 钢液；(b) Fe−15Cr−4Ni−0.003Al 钢液 Fig.9    Phase diagram of the Si−Mn−O system with iso-oxygen contours: (a) Fe−15Cr−4Ni−0.001Al steel; (b) Fe−15Cr−4Ni−0.003Al steel at 1600 ℃ · 1572 · 工程科学学报，第 41 卷，第 12 期