CN106987779A

CN106987779A - 一种高强韧性曲轴钢晶内铁素体的冶金方法

Info

Publication number: CN106987779A
Application number: CN201710331155.7A
Authority: CN
Inventors: 成国光; 鲁金龙; 王启明
Original assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Current assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Priority date: 2017-05-11
Filing date: 2017-05-11
Publication date: 2017-07-28
Anticipated expiration: 2037-05-11
Also published as: CN106987779B

Abstract

本发明涉及曲轴钢冶炼方法。该方法严格控制钢中Al、O、V、N、S等元素含量，在钢中得到主要成分为Al₂O₃‑MnO类的氧化物，通过该成分氧化物控制MnS在钢中大量细小均匀地分布，在锻后冷却过程中为晶内铁素体的生成提供形核核心。本冶炼方法得到的MnS数量在500个/mm²，得到的晶内铁素体占比在30%以上，晶界铁素体断续分布。

Description

一种高强韧性曲轴钢晶内铁素体的冶金方法

技术领域

本发明主要属于钢冶炼领域，具体涉及一种高强韧性曲轴钢晶内铁素体的冶金方法。

背景技术

中碳含硫非调质钢，典型的如F38MnVS，具有简化工艺流程、降低能耗和提高金属利用率等优点，广泛应用于汽车曲轴和连杆的生产。曲轴用钢多为棒材，对于直径大于150mm的大规格曲轴用钢，由于形状复杂，锻造时间长，一般采用较高的奥氏体化温度，晶粒粗化严重。同时在锻后冷却过程中不能加速冷却，会生成大量沿着原奥氏体晶界的网状铁素体，进一步恶化了钢的韧性。

该钢种传统细化晶粒的方法主要是往钢中添加Ti或者Nb元素生成碳氮化物粒子钉扎晶界，但是由于大尺寸TiN对疲劳性能的不利影响以及Nb元素价格昂贵等原因，上述方法不甚理想。

消除网状铁素体主要采用锻后加速冷却的方法，快速越过晶界铁素体的形成温度区间，抑制其形成，例如中国专利CN201110000809.0“一种高韧性微合金化非调质钢锻件的制造工艺”。但是由于重型卡车曲轴规格大，锻后加速冷却会导致表面和心部冷速不均，实际生产中一般只能采用空冷的方法自然冷却。

近年来，利用晶内铁素体技术细化室温组织在焊接工艺中不断发展，例如中国专利CN201510700964.1“一种大热输入焊接热影响区性能优异的钢板的冶炼方法”，但是其主要针对的是低C低S钢，且形成的晶内铁素体一般成针状。

中国专利CN200710177968.1“一种改善低合金高强度钢组织和性能的方法”，提出在低碳中硫钢中利用MnS+V(C,N)粒子促进晶内铁素体的形成，从而细化钢的组织。然而其着重点在于控制轧制变形量和保温温度，未详细说明MnS+V(C,N)粒子的形成和分布问题。

中国专利CN201310321739.8“利用脉冲磁场进行氧化物冶金细化金属组织的方法”中，提到了在中碳含硫钢中利用氧化物细化金属组织的方法。不过该专利要求S含量小于0.045％，且外加的复合合金元素局限于Ti-O-V-N系列，晶内铁素体核心成分为含Ti氧化物。

发明内容

针对现有技术的不足，本发明提出一种用于制造高强韧性大规格曲轴钢的晶内铁素体冶金方法。该方法控制钢中Al、O、V、N、S等元素含量，在钢液和凝固过程中获得主要成分为Al₂O₃-MnO类的氧化物。

本发明是通过以下技术方案实现的：

一种高强韧性曲轴钢晶内铁素体的冶金方法，所述方法为：严格控制冶炼过程中钢液中Al、O、V、N、S的元素成分，使得在钢中得到主要成分为Al₂O₃-MnO的氧化物，利用所述氧化物控制MnS+V(C,N)粒子在钢中大量细小均匀地分布；细小均匀分布的MnS+V(C,N)粒子在锻后冷却过程中为晶内铁素体的形成提供形核核心，得到均匀细化的室温组织。

进一步地，冶炼过程中钢液中ω[Al]_t-ω[Al]_s的差值在0.001％～0.005％内；ω[Al]_s表示钢中酸溶铝含量、ω[Al]_t表示钢中全铝含量。其中Al、O元素是形成Al₂O₃-MnO类氧化物的关键成分。Al_s含量较高，凝固前钢中的溶解O很低，最后得到的是单一的Al₂O₃类氧化物，对MnS的异质形核效果不好；Al_s含量较低，钢中得到的是SiO₂-MnO或者Al₂O₃-SiO₂-MnO类氧化物，亦不利于MnS的均匀分布。Al_t和Al_s的差值决定了钢中含Al氧化物的含量，为保证足够数量的Al₂O₃-MnO的氧化物，Al_t含量不能太低。但是Al_t含量太高，对钢的洁净度亦有影响，因此控制ω[Al]_s和ω[Al]_t的差值在0.001％～0.005％区间内。

进一步地，S元素质量百分含量在0.035～0.075范围内。S元素是形成MnS核心的关键成分，含量太高会导致大量MnS分布于晶界，对钢的疲劳性能有害；含量太低则无法满足该钢的切削性能要求，且无法为晶内铁素体提供充足的形核核心。控制S百分含量在0.035～0.075范围内，保证了钢中形成的细小的MnS数量在500个/mm²以上。

进一步地，Ca元素质量百分含量小于0.0006。Ca元素主要由炉渣进入钢液，在钢中含量过高，钢中的氧化物成分会转变为钙铝酸盐或钙硅酸盐，不利于MnS异质形核，因此控制其百分含量小于0.0006。

进一步地，Mg元素质量百分含量在0.0005以下。Mg元素在钢中含量过高，钢中的氧化物成分也会发生变化，不利于Al₂O₃-MnO氧化物的生成，因此其百分含量控制在0.0005以下。

进一步地，V元素质量百分含量在0.06～0.15；N元素质量百分含量在0.008～0.020。V、N元素是形成V(C,N)粒子的关键成分，较高的V元素不仅保证了V(C,N)粒子在奥氏体相中析出，还对晶界铁素体的打断也有促进作用；较高的N元素含量有利于提高V(C,N)粒子的析出温度，减少V(C,N)粒子析出的孕育时间，为晶内铁素体提供了更多的形核基质。

其他元素包括C、Si、Mn、P等元素按照国家标准GB/T 15712-2016执行，其余元素为Fe和其他不可避免的杂质元素。

综上，冶炼结束最终钢液的成分为：

ω[C]：0.3％～0.4％、ω[Si]：0.15％～0.6％、ω[Mn]：1.0％～1.5％、ω[S]：0.035％～0.075％、ω[P]：<0.035％、ω[V]：0.06％～0.15％、ω[N]：0.008％～0.020％、ω[Al]_s：0.002％～0.010％、ω[Al]_t：0.003％～0.015％、ω[O]：0.001％～0.004％、ω[Ca]<0.0006％、ω[Mg]<0.0005％，其余为Fe和不可避免的杂质元素；

其中，ω为质量分数。

进一步地，为实现上述钢液成分，具体冶炼方法为：

初炼炉：将原料加入初炼炉，在初炼炉内实现原料的熔化以及高效脱碳，在出钢过程中加入铝锭、硅铁、钒铁、锰铁以及渣料进行合金化；

LF炉精练：在白渣造好之后检测钢液成分，根据检测结果加入相应的合金保证炉渣成分中ω(CaO+MgO)：45％～65％、ω(SiO₂)：20％～35％、ω(Al₂O₃)：1％～15％；

真空冶炼：真空处理过程保持真空度67Pa以下15分钟以上；

LF炉二次精练：破真空后钢包进入LF炉，利用电极保证钢液温度，在钢包中先加入氮化锰铁，后加入硫铁，实现N、S元素的控制，软吹保持20分钟以上；

浇注：采用全封闭保护浇注。

进一步地，锻后得到的所述室温组织为铁素体和珠光体，铁素体包括晶界铁素体和晶内铁素体，晶内铁素体占比在30％以上，晶界铁素体断续分布，晶内铁素体为珠光体内部分布的晶内块状铁素体。

本发明的有益技术效果：严格控制钢中Al、O、V、N、S等元素含量，在钢液和凝固过程中获得主要成分为Al₂O₃-MnO类的氧化物，通过该类型氧化物控制MnS在钢中大量细小均匀地分布；使得后续过程中，在先共析铁素体形成温度前得到大量的MnS+V(C,N)粒子；奥氏体向铁素体转变开始后，钢中均匀分布的MnS+V(C,N)可以为晶内块状铁素体的生成提供形核核心；室温下，网状铁素体断续分布，珠光体被大量晶内铁素体分割细化，钢的强韧性显著提高。

附图说明

图1是实际生产中传统材料放大200倍的金像组织形貌图；

图2是实例一制备材料放大200倍的金像组织形貌图；

图3A是实例二利用本发明制备材料中Al₂O₃-MnO类的氧化物形貌图，3B是该Al₂O₃-MnO类氧化物的能谱图；

图4是实例二利用本发明制备材料放大200倍的金像组织形貌图；

图5A是实例三制备材料中CaO-Al₂O₃-SiO₂类的氧化物形貌图，5B是该CaO-Al₂O₃-SiO₂类氧化物的能谱图。

具体实施方式

为了使本发明的目的、技术方案及优点更加清楚明白，以下结合附图及实施例，对本发明进行进一步详细描述。应当理解，此处所描述的具体实施例仅仅用于解释本发明，并不用于限定本发明。

相反，本发明涵盖任何由权利要求定义的在本发明的精髓和范围上做的替代、修改、等效方法以及方案。进一步，为了使公众对本发明有更好的了解，在下文对本发明的细节描述中，详尽描述了一些特定的细节部分。对本领域技术人员来说没有这些细节部分的描述也可以完全理解本发明。

实施例1

本发明在工业生产中进行了3炉工业化实验，采用EAF-LF-VD-LF-CC工艺流程冶炼，具体步骤为：

第一步，60吨电炉熔炼

采用30吨铁水+30吨废钢为主要原料，在出钢过程中加入铝锭、硅铁、锰铁以及渣料；

第二步，LF精炼

在白渣造好之后检测钢液成分，根据检测结果在精炼过程中加入合金使C、Si、V等元素符合成分要求；

调节精炼渣的成分处于权力要求范围内，保证ω(CaO+MgO)：45％～65％、ω(SiO₂)：20％～35％、ω(Al₂O₃)：1％～15％，其余为FeO、MnO等不可避免的杂质；

第三步，真空冶炼

真空室压力<67Pa保持15分钟以上；

第四步，LF精炼

加入氮化锰铁保证Mn、N元素符合要求，后加入硫铁保证S元素符合要求，通过电极加热保证合适的吊包温度；

第五步，连铸(CC)

中间包钢水过热度为10～35℃，连铸采用全封闭浇注，拉速为0.4m/min，铸坯尺寸为“410mm×530mm”。

浇注后需要锻造：锻前奥氏体化温度>1200℃，根据零件大小确定保温时间，保证V、N元素充分固溶到基体中；开锻温度>1150℃，终锻温度>950℃，保证在奥氏体向铁素体转变前有充足的应变能供V(C,N)粒子在MnS上形核长大；锻后空冷至室温。

取本发明的连铸坯进行化学成分分析，结果如表1所示：

表1工业生产条件下由本发明工艺生产的连铸坯的化学成分含量

在实例一中，电炉出钢过程中加入了足量的铝锭用于深脱氧，因此钢中的铝含量较高、氧含量较低。钢中的主要氧化物成分为Al₂O₃。Al₂O₃和MnS的匹配性不好，因此得到的锻后室温组织晶内铁素体比例不高，如图2所示。

实施例2

本实施例与实施例1基本相同，不同之处在于各元素含量。本实施例元素含量如表2所示。

表2工业生产条件下由本发明工艺生产的连铸坯的化学成分含量

在实例二中，电炉出钢过程铝锭加入量少，钢中的铝含量很低，氧含量相对于实例一中较高，钢中的主要氧化物成分为Al₂O₃-MnO，而且基本上都被MnS包裹，如图3所示。最终得到的锻后组织中晶内铁素体比例显著比实例一中要高，如图4所示。

实施例3

本实施例与实施例1基本相同，不同之处在于各元素含量以及冶炼时渣中CaO含量过高。本实施例元素含量如表3所示。

表3工业生产条件下由本发明工艺生产的连铸坯的化学成分含量

在实例三中，LF精炼炉过程渣中CaO含量过高，导致钢中的Ca含量为0.0009％，钢中的主要氧化物成分为CaO-Al₂O₃-SiO₂，尺寸大、成球形，不利于MnS异质形核，如图5A和5B所示。

Claims

1.一种高强韧性曲轴钢晶内铁素体的冶金方法，其特征在于，所述方法为：控制冶炼过程中钢液中Al、O、V、N、S的元素成分，使得在钢中得到主要成分为Al₂O₃-MnO的氧化物，利用所述氧化物控制MnS+ V( C , N) 粒子在钢中大量细小均匀地分布，所述MnS+ V( C , N)粒子的数量在500个/mm²以上；细小均匀分布的MnS+ V( C , N) 粒子在锻后冷却过程中为晶内铁素体的形成提供形核核心，得到均匀细化的室温组织。

2.如权利要求1所述方法，其特征在于，冶炼过程中钢液中ω[Al]_t-ω[Al]_s的差值在0.001%～0.005%内；ω[Al]_s表示钢液中酸溶铝含量、ω[Al]_t表示钢液中全铝含量。

3.如权利要求1所述方法，其特征在于，冶炼结束最终钢液的成分为：

ω[C]：0.3%～0.4%、ω[Si]：0.15%～0.6%、ω[Mn]：1.0%～1.5%、ω[S]：0.035%～0.075%、ω[P]：<0.035%、ω[V]：0.06%～0.15%、ω[N]：0.008%～0.020%、ω[Al]_s：0.002%～0.010%、ω[Al]_t：0.003%～0.015%、ω[O]：0.001%～0.004%、ω[Ca] <0.0006%、ω[Mg] <0.0005%，其余为Fe和不可避免的杂质元素；

其中，ω为质量分数。

4.如权利要求1所述方法，其特征在于，冶炼方法具体为

LF炉精练：在白渣造好之后检测钢液成分，根据检测结果加入相应的合金保证炉渣成分中ω（CaO+MgO）：45%～65%、ω（SiO₂）：20%～35%、ω（Al₂O₃）：1%～15%；

真空冶炼：真空处理过程保持真空度67 Pa以下15分钟以上；

浇注：采用全封闭保护浇注。

5.如权利要求1-4任一所述方法，其特征在于，锻后得到的所述室温组织为铁素体和珠光体，铁素体包括晶界铁素体和晶内铁素体，晶内铁素体占比在30%以上，晶界铁素体断续分布，晶内铁素体为珠光体内部分布的晶内块状铁素体。