本發(fā)明涉及一種中碳含硫非調(diào)質鋼中改善mns夾雜物形態(tài)的冶金方法，具體是為了控制mns夾雜物在鋼中細小、均勻地分布。

技術背景

非調(diào)質鋼由于其不經(jīng)過調(diào)質處理，具有工序簡單、金屬利用率高、節(jié)能環(huán)保等特點，廣泛應用于汽車零部件的生產(chǎn)。為保證一定的切削性能，大部分非調(diào)質鋼都加入了一定量的s元素。例如最新的非調(diào)質機械結構鋼國家標準gb/t15712-2016中總共規(guī)定了16個非調(diào)質鋼牌號，其中14個牌號中規(guī)定添加s元素，含量范圍為0.035～0.075％。由于mns夾雜物一般在鋼液凝固末期生成，容易偏聚晶界，且尺寸較大。此外，mns夾雜物高溫下容易變形，鋼坯(錠)在軋制或者鍛造過程中，mns容易和鋼基體一起沿著材料變形方向延伸，其長度通常達到幾百甚至上千微米。大量長條狀的mns夾雜物聚集在一起，容易導致鋼材嚴重的各向異性，顯著降低了鋼材的橫向力學性能。因此，如何減小鋼中的mns夾雜物的尺寸，并使其在鋼中均勻分布，對提高非調(diào)質鋼的力學性能十分必要。

目前，控制鋼中mns夾雜物的尺寸和分布主要集中在冶煉和加工階段。例如中國專利cn102732667a“高速重軌鋼中mns夾雜物的控制方法”提出在冶煉過程中添加少量ti元素，在mns夾雜物周圍形成鈦硫化物或者mn-s-ti的復合夾雜物，降低mns的數(shù)量和尺寸，達到控制mns夾雜物尺寸的目的。然而，該專利主要針對的是s含量較低的重軌鋼，更高s含量的非調(diào)質鋼未涉及。另外，非調(diào)質鋼中一般n元素含量較高，加入ti元素之后會形成大顆粒有害的tin類的夾雜物，不會形成鈦硫化物或者mn-s-ti的復合夾雜物。

中國專利cn101255535a“易切削非調(diào)質鋼及其制造方法”中提出向鋼中添加ca-si合金，控制鋼中ca含量在0.001～0.010％范圍內(nèi)，可有效改善非調(diào)質鋼的切削性能。然而實際生產(chǎn)中由于ca元素較為活潑，ca合金的收得率難以保證，操作困難。

中國專利cn103667647a“重軌鋼中mns夾雜物的優(yōu)化控制方法”提出在軋制過程中控制加熱溫度和時間，讓mns夾雜物的形貌從長條狀變成短條狀，從而達到優(yōu)化控制mns的目的。然而，該專利對設備依賴較高，加熱時間過長，對實際生產(chǎn)節(jié)奏有一定影響，并且未解決mns夾雜物分布不均勻的問題。

特別的，在中碳含硫非調(diào)質鋼中如何控制mns夾雜物特征的研究很少報導，傳統(tǒng)工藝生產(chǎn)中碳含硫非調(diào)質鋼主要以al脫氧為主，鋼錠中mns夾雜物主要以沿晶界分布的ii類形式存在，分布不均且尺寸較大。

技術實現(xiàn)要素：

針對現(xiàn)有技術的不足，本發(fā)明提出一種在非調(diào)質鋼中控制mns夾雜物形態(tài)的冶金方法。本發(fā)明第一次提出向非調(diào)質鋼中加入zr元素進行脫氧，并嚴格控制鋼中的zr、al、o、ca、mg元素含量，在鋼液中形成主要成分為zro2的細小氧化物夾雜，其尺寸范圍在0.5～2μm。利用該類型氧化物為凝固過程中形成的mns夾雜物提供形核核心，達到細化均勻mns夾雜物的目的。

本發(fā)明是通過以下內(nèi)容實現(xiàn)的：

一種改善非調(diào)質鋼中mns夾雜物形態(tài)的冶金方法，冶煉過程中在鋼液中添加zr元素，并控制鋼液中的zr、al、o、ca、mg元素成分，使得鋼液中的脫氧產(chǎn)物為zro2，利用zro2作為凝固過程中mns的異質形核核心，從而在鋼中得到細小、均勻分布的mns夾雜物，顯著改善由于鋼中mns夾雜物尺寸大、分布不均勻對鋼材力學性能帶來的不利影響。

冶煉結束最終鋼液成分為：ω[c]：0.25～0.5％、ω[si]：0.15～0.6％、ω[mn]：0.8～1.5％、ω[s]：0.035～0.075％、ω[p]：<0.035％、ω[al]：<0.0050％、ω[o]：0.001～0.004％、ω[zr]：0.005～0.02％、ω[ca]<0.0006％、ω[mg]<0.0005％。此外，鋼液成分需滿足：ω[zr]/ω[o]≥3，ω[zr]/ω[al]≥2。其余為fe和不可避免的雜質元素，其中，ω為質量分數(shù)。

本發(fā)明中各元素化學成分范圍確定依據(jù)具體如下：

c、si、mn元素是保證鋼的各項力學性能的主要元素，其含量范圍為ω[c]：0.25～0.5％、ω[si]：0.15～0.6％、ω[mn]：0.8～1.5％。鋼中的p元素為雜質元素，應保證ω[p]：<0.035％。

一定量的s元素保證了非調(diào)質鋼的易切削性能，部分mns夾雜物還能起到誘導晶內(nèi)鐵素體、細化晶粒的作用。但是s元素含量過高，造成大量mns夾雜物偏聚晶界，危害鋼的性能。因此控制鋼中s元素含量范圍為：0.035～0.075％。

進一步地，控制鋼中的ω[o]在0.001～0.004％范圍內(nèi)。o含量過高，大大影響了鋼材的潔凈度；o含量過低，為mns夾雜物提供異質形核核心的氧化物數(shù)量不足，無法起到細化均勻mns夾雜物的目的。

進一步地，控制鋼中的ω[al]小于0.005％。al含量過高，容易導致鋼液中的o含量過低，并且容易生成al2o3類夾雜物，不利于zro2的生成。

進一步地，根據(jù)鋼液中al、o含量確定zr元素添加量，保證最終得到的鋼液成分滿足：ω[zr]/ω[o]≥3，ω[zr]/ω[al]≥2，并且保證zr含量在0.005～0.02％范圍內(nèi)。zr含量過高，可能生成zr的氮化物或者硫化物，不利于鋼液的潔凈度；zr含量過低，zro2氧化物生成量少，并可能會導致部分al2o3類夾雜物生成。

進一步地，鋼中的ca元素含量過高，容易形成含ca氧化物，尺寸大，并且不利于mns夾雜物異質形核，因此控制鋼中的ω[ca]<0.0006％。鋼中的mg元素含量過高，容易形成尖晶石類氧化物，不利于zro2的形成，因此控制鋼中的ω[mg]<0.0005％。

其余為fe和不可避免的雜質元素。

進一步地，在冶煉的不同階段控制鋼液成分，具體為：

①冶煉開始階段，保證鋼液中c、mn、p元素滿足ω[c]：0.25～0.5％、、ω[mn]：0.8～1.5％、ω[s]：0.035～0.075％；

②精煉過程，向鋼液中加入si、mn及al元素，利用si、mn及al進行脫氧，控制鋼液中al、o、si含量滿足ω[al]：<0.0050％、ω[o]：0.001～0.004％、ω[si]：0.15～0.6％；

③待加入的si、mn及al元素熔化后，添加zr合金，保證鋼液中的zr含量同時滿足ω[zr]：0.005～0.02％、ω[zr]/ω[o]≥3、ω[zr]/ω[al]≥2；

④待加入的zr合金熔化后，添加硫線或者硫鐵保證鋼液中的s含量滿足ω[s]：0.035～0.075％。

本發(fā)明有益技術效果：本發(fā)明冶煉過程中在鋼液中添加zr元素，并控制鋼液中的zr、al、o、ca、mg元素成分，使得鋼液中的脫氧產(chǎn)物為zro2，利用zro2作為凝固過程中mns的異質形核核心，從而在鋼中得到細小、均勻分布的mns夾雜物，顯著改善由于鋼中mns夾雜物尺寸大、分布不均勻對鋼材力學性能帶來的不利影響

附圖說明

圖1a是傳統(tǒng)工藝制備材料鋼錠中mns形貌；

圖1b是傳統(tǒng)工藝制備材料鍛后棒材中mns形貌；

圖2a是實施例1方法一制備材料鋼錠中mns夾雜物形貌；

圖2b是實施例1方法一制備材料鍛后棒材中mns夾雜物形貌；

圖3是實施例1方法一制備材料中局部mns夾雜物形貌；

圖4是實施例1方法一制備材料中氧化物+mns復合夾雜物形貌；

圖5a是實施例1方法二制備材料鋼錠中mns夾雜物形貌；

圖5b是實施例1方法二制備材料鍛后棒材中mns夾雜物形貌；

圖6a是實施例1方法二制備材料中zro2+mns復合夾雜物形貌；

圖6b是實施例1方法二制備材料中zro2+mns復合夾雜物核心處能譜圖。

具體實施方式

為了使本發(fā)明的目的、技術方案及優(yōu)點更加清楚明白，以下結合附圖及實施例，對本發(fā)明進行進一步詳細描述。應當理解，此處所描述的具體實施例僅僅用于解釋本發(fā)明，并不用于限定本發(fā)明。

相反，本發(fā)明涵蓋任何由權利要求定義的在本發(fā)明的精髓和范圍上做的替代、修改、等效方法以及方案。進一步，為了使公眾對本發(fā)明有更好的了解，在下文對本發(fā)明的細節(jié)描述中，詳盡描述了一些特定的細節(jié)部分。對本領域技術人員來說沒有這些細節(jié)部分的描述也可以完全理解本發(fā)明。

實施例1

根據(jù)本發(fā)明所述一種非調(diào)質鋼中改善mns夾雜物形態(tài)的冶金工藝，進行了實驗室實驗。下面采用傳統(tǒng)工藝與本發(fā)明對比的方式對本發(fā)明進行詳細說明。為了控制鋼液成分，穩(wěn)定鋼液中氧、氮元素的含量，采用全程真空熔煉+氬氣保護方式冶煉。

材料冶煉及鍛造過程：

①取純鐵塊、釩鐵塊、錳鐵塊和石墨碳放置于zg-0.01型真空感應爐的坩堝中；

②抽真空，控制真空感應爐的爐內(nèi)壓力在40pa以下；

③通電進行感應熔煉，熔清后，保溫5分鐘，真空條件下加入金屬硅、金屬鋁、氮化錳鐵，隨后保溫3分鐘；

④真空條件下加入硫鐵、金屬鋯，隨后保溫3分鐘；

⑤模鑄：真空條件下澆鑄，過程持續(xù)40秒；

⑥待鋼液凝固后，進行脫模操作，空氣中自然冷卻至室溫。

⑦將鋼錠加熱至1200℃保溫2小時后鍛造成直徑40mm的棒材，開鍛溫度>1150℃，終鍛溫度>950℃。

分別采用傳統(tǒng)工藝、方法一、及方法二不同元素成分進行冶煉，其中方法一與傳統(tǒng)工藝相比添加了少量zr元素，方法二采用本發(fā)明發(fā)明控制zr元素在合適范圍。

傳統(tǒng)工藝、方法一、及方法二制備材料主要元素成分檢測結果如表1所示，傳統(tǒng)工藝和方法一、及方法二制備材料橫向力學性能檢測結果如表2所示。

表1傳統(tǒng)工藝和方法一及方法二制備材料主要元素成分

表2傳統(tǒng)工藝和方法一及方法二制備材料橫向力學性能

如表1所示，傳統(tǒng)工藝冶煉非調(diào)質鋼主要以al作為脫氧劑，鋼中al含量較高，o含量相對較低，本發(fā)明主要以zr作為主要的脫氧劑。

取部分金相樣研磨拋光后在電子掃描電鏡下觀察mns夾雜物形貌。圖1a是傳統(tǒng)工藝制備材料鋼錠中mns夾雜物形貌圖，mns尺寸大，主要沿晶界聚集分布；圖1b為傳統(tǒng)工藝制備材料鍛后棒材中mns夾雜物形貌圖，某些mns夾雜物長度達到了100微米，嚴重損害了非調(diào)質鋼的橫向力學性能，如表2所示。

方法一中al含量較高，zr含量較低，未達到ω[zr]/ω[al]≥2的條件。圖2a是方法一制備材料鋼錠中mns夾雜物形貌圖，相對于傳統(tǒng)工藝制備材料，mns夾雜物尺寸有所減小，但是依舊沿晶界聚集分布。圖2b是本發(fā)明方法一制備材料鍛后棒材中mns夾雜物形貌圖，mns夾雜物沿著材料變形方向呈鏈狀分布，未發(fā)現(xiàn)大尺寸的mns夾雜物。圖3為本發(fā)明方法一制備材料mns夾雜物形貌局部放大圖，該mns夾雜物絕大部分為長條狀或者鏈狀分布，只有一處mns夾雜物以球狀分布，并且該mns夾雜物內(nèi)部有白色氧化物粒子，經(jīng)檢測該粒子為zro2，而其他mns夾雜物內(nèi)部未觀察到氧化物粒子的存在。圖4為核心有氧化物粒子的mns夾雜物形貌局部放大圖，核心處黑色為al2o3類氧化物，白色為zro2類氧化物。由于al2o3類氧化物和鋼液界面能高，容易聚集，導致大量細小的zro2類氧化物也聚集在一起，鋼中的氧化物粒子數(shù)量大幅減少，mns夾雜物形成過程中沒有足夠的氧化物粒子作為核心。因此，控制鋼中的al含量以及保證ω[zr]/ω[al]≥2十分重要。

方法二過程③中金屬鋁加入量少，其他過程與方法一基本相同。由表1可知，在方法二中，鋼中的al、zr、o含量滿足：ω[zr]/ω[o]>3，ω[zr]/ω[al]≥2。圖5a是方法二制備材料鋼錠中mns夾雜物形貌圖，鋼中的mns夾雜物均勻、細小分布，成點狀或塊狀，主要為第iii類mns夾雜物；圖5b是方法二制備材料鍛后棒材中mns夾雜物形貌圖，mns夾雜物以短棒狀均勻分布，大部分mns夾雜物內(nèi)部有白色點狀的zro2粒子。zro2+mns復合夾雜物形貌如圖6a所示，核心zro2夾雜物的能譜如圖6b所示。

由表1可知，方法一、方法二制備材料的橫向力學性能都超過了傳統(tǒng)工藝制備材料，由于方法二中mns夾雜物分布更為均勻、細小，在鍛造過程沿著變形方向變形較小、分布均勻，方法二制備材料的橫向塑性要明顯優(yōu)于方法一制備材料。

實施例2

本實施例與實施例1中方法基本相同，不同之處在于元素含量不同，本實施例元素含量如表3所示

表3實施例2制備材料主要元素成分

由于本實施例方法中mns夾雜物分布更為均勻、細小，在鍛造過程沿著變形方向變形較小、分布均勻，方法制備材料的橫向塑性要明顯優(yōu)于實施例1中采用傳統(tǒng)工藝和方法一制備的材料。

實施例3

本實施例與實施例1中方法基本相同，不同之處在于元素含量不同，本實施例元素含量如表4所示

表4實施例3制備材料主要元素成分

由于本實施例方法中mns夾雜物分布更為均勻、細小，在鍛造過程沿著變形方向變形較小、分布均勻，方法制備材料的橫向塑性要明顯優(yōu)于實施例1中采用傳統(tǒng)工藝和方法一制備的材料。