CN110592319B - 一种稀土微合金化钢及控制方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种稀土微合金化钢及控制工艺，钢中具有特殊微结构，所述微结构包括直径为1‑50nm的富稀土纳米团簇，纳米团簇与基体具有相同的晶体结构类型。所述富稀土纳米团簇抑制了S、P和As元素在晶界上的偏聚，显著提高了钢的疲劳寿命，且稀土固溶还直接影响相变动力学过程，会使钢中扩散型相变起始温度至少改变2℃，部分钢种甚至改变40‑60℃，大大改善其力学性能，对更多高性能钢种的开发提供基础。

Description

一种稀土微合金化钢及控制方法

技术领域

本发明属于合金及特殊钢制备领域，涉及一种稀土微合金化钢及控制 方法。

背景技术

稀土和稀土钢的研发在冶金领域历史较久，加入稀土元素(如La，Ce 等等)对钢液脱氧和脱硫方面具有有效的净化作用，同时在夹杂物的改性 和微合金化等方面也表现突出。有时，这些影响会使其产生更好的性能， 提高其韧性、塑性、耐热性和耐蚀性，以及耐磨性能，有时却会使其性能 劣化，时好时坏，稀土微合金化钢的力学性能存在严重的波动问题。

近十年来，随着双低氧技术，即同时控制稀土金属本身的初始含氧量 和钢熔体总含氧量，被应用后，稀土的作用变得异常稳定和突出，以发明 人的诸多在先申请为代表，均呈现了相关技术，例如：CN201610265575.5， 涉及高纯稀土金属的制备方法；CN201611144005.7，涉及一种超低氧稀土 合金和用途；CN201410141552.4，涉及一种超低氧纯净钢的冶炼方法，采 用两次真空碳脱氧与添加稀土进一步脱氧结合降低金属液中的氧含量； CN201610631046.2，涉及一种钢中添加稀土金属提高性能的方法，通过同 时控制添加稀土前钢液的T[O]s<20ppm和稀土金属本身的T[O]r<60ppm， 解决了水口堵塞的问题，细化夹杂物晶粒，提高钢的冲击韧性； CN201710059980.6，涉及一种高纯净稀土钢处理方法，稀土加入量则根据 钢水中溶解氧O_溶解氧、全氧T.O、硫含量S以及精炼渣碱度R＝CaO/SiO₂、 FeO+MnO总含量进行添加。北京科技大学成国光等人的发明201811319185.7中通过向轴承钢中添加适量稀土Ce，将钢中的MgAl₂O₄改 质为特定类型的Ce₂O₂S或Ce₂O₂S，抑制了凝固过程中TiN在MgAl₂O₄上的异 质形核析出，达到提高轴承钢洁净度和疲劳寿命的目的。

另外，也有一些期刊(例如“铈对1Cr17不锈钢夹杂物的影响”，稀 土，2010年)中指出1Cr17不锈钢中Ce加入量为0.12％-0.18％时，稀土元 素加入钢水中可与O、S反应形成球状稀土RE₂O₂S或RE₂S₃，然而其对稀土的 认识仍停留在对钢中夹杂物大小、形态的影响分析上。

现有技术甚少涉及到稀土添加对钢微结构的影响，即使有涉及稀土对 钢显微组织的影响，也没有深入系统地研究稀土对钢性能的影响机制，缺 乏系统地指导将稀土添加到钢中的工艺操作，制约了将低成本稀土在制备 高性能钢，如高端轴承用钢、齿轮钢、模具钢、不锈钢、核电用钢、汽车 用钢等以及各种关键零部件上的应用。

发明内容

为了获得稀土对钢性能的影响机制，以指导或运用到工业规模化生产中 开发高性能钢品种，本发明提出了一种稀土微合金化钢及其控制方法。

为达到上述目的，本发明主要提供如下技术方案：

一方面，本发明的实施例提供一种稀土微合金化钢，钢中具有微结构， 所述微结构包括直径为1-50nm、优选2-50nm、更优选2-4nm、2-30nm、5-50nm、 或5-20nm的富稀土纳米团簇。

其中，所述富稀土纳米团簇是指数个到数百个稀土元素原子聚集在一 起，形成的纳米尺度的粒子团，这样的富含稀土元素的粒子团就称为富稀 土纳米团簇。Fe基体中的空位与若干稀土原子形成稀土-空位对，从而致使 空位周围的若干稀土原子规则排列，进而形成富稀土纳米团簇。这些纳米 团簇与Fe基体具有相同的晶体结构类型，但与基体相比存在明显的晶格畸 变。

晶体结构是指晶体以其内部原子、离子、分子在空间作三维周期性的规 则排列为其最基本的结构特征，典型的晶体结构类型有面心立方(FCC)、 体心立方(BCC)、密排六方(HCP)等等。

所述富稀土纳米团簇为固溶稀土；所述富稀土纳米团簇抑制了S、P和 As元素在晶界上的偏聚，其在晶界偏聚量大于其在晶粒内部的量，S、P和 As元素在晶粒内部的量则大于其在晶界上的偏聚量。

研究发现：RE在bcc-Fe或fcc-Fe中，Ce和La的置换固溶焓是一个 很大的正值，其中在bcc Fe中为2.79eV和1.47eV，在fcc Fe中为3.39eV 和1.73eV。然而，当RE邻近存在Fe空位时，La和Ce在bcc Fe中的固溶 焓分别降低至-1.84eV和-1.56eV，即空位的存在有利于稀土纳米团簇的 形成，单个Fe空位的存在可以帮助稳定最多由14个稀土原子组成的局部纳米团簇，从而形成了包含上述特征的微结构；且RE固溶容易在晶格缺陷 和/或空洞位置上固溶，抑制了杂质元素S、P和As等在晶界上的偏聚，从 而富RE纳米团簇在晶界偏聚量大于其在晶粒内部的量，S、P和As等杂质 元素在晶粒内部的量则大于其在晶界上的偏聚量。

优选的，本发明的稀土微合金化钢中添加W_RE>α×T_[O]m+T_[S]，其中α取 值为6-30，优选8-20，T_[O]m为钢中全氧含量，T_[S]为钢中全硫含量；钢中稀 土残留量T_RE为30-1000ppm，优选30-600ppm，更优选50-500ppm。

优选的，所述富稀土纳米团簇的直径与钢中稀土残留量T_RE呈正比关系， 但与钢中全氧含量呈反比关系。

研究表明，稀土微合金化固溶还直接影响相变的动力学过程，在添加RE 的钢中扩散型相变的相变起始温度(包括铁素体相变起始温度等)至少改 变2℃，部分钢种甚至降低40-60℃，将大大提高钢的淬透能力，影响钢其 力学性能，这是在钢中首次观察到ppm级RE添加可以引起相变点如此大的 变化。

原因是：碳扩散对钢中扩散型相变过程的影响最大，仅ppm级RE的加 入导致了碳扩散能垒提高，更重要的是，RE的加入不仅影响了碳原子在其 最邻近间隙位置的迁移能垒，而且对其第二/第三邻近间隙位置的迁移能垒 也有很大的影响，从而显著减缓了碳的扩散。而在较快的冷却速度下，没 有足够的时间让碳在相变过程发生扩散，此时RE对相变的影响非常显著 的，使得如此低的RE含量便能有效地导致相变开始温度的明显变化，最终引起组织和力学性能的重要变化，起到了显著的微合金化效果。

分析表明，不同类型的钢中加入上述ppm级RE导致相变点改变的效果 不同，如下表1所示：

类型	相变起始温度变化/℃
		普碳钢	至少2℃，较好10-50℃
合金含量不超过10wt％的低合金钢	至少5℃，较好20-60℃
		合金含量大于10wt％的中高合金钢	至少10℃，较好25-60℃

优选的，稀土微合金化普碳钢中铁素体相变起始温度降低20-50℃；稀 土微合金化低合金钢中贝氏体相变起始温度降低30-60℃。

优选的，所述稀土微合金化钢中富稀土纳米团簇的数量和直径与所述相 变起始温度的改变呈正比。

本发明所述稀土微合金化钢的微结构控制工艺为：Fe基体中的空位与若 干稀土原子形成稀土-空位对，致使所述空位周围的若干稀土原子规则排 列，进而形成富稀土纳米团簇的微结构，其中单个Fe空位的存在帮助稳定 最多由14个稀土原子组成的局部富稀土纳米团簇。

另一方面，本发明所述稀土微合金钢的制备控制要点如下：

(1)使用但不限于Al脱氧、硅锰脱氧、钛脱氧、真空脱氧等方式， 将钢水母液中的全氧含量T_[O]m控制到50ppm以内，优选25ppm以 内；

(2)在钢水母液中加入全氧含量T[O]r小于60ppm的稀土金属，稀土 金属加入量W_RE>α×T_[O]m+T_[S]，α取值为6-20，优选8-15，T_[O]m为钢中全氧含量，T_[S]为钢中全硫含量；稀土加入时的钢水温度为 钢水液相线Tm+(20-100)℃；作为优选，稀土金属实施一次加 入或两次以上分步加入；当稀土加入量较大时，选择分步加入法， 每两次稀土加入的时间间隔不少于1分钟，不大于10分钟；优选 的，高纯稀土加入后的RH或VD深真空循环时间保证10min以上、 Ar气软吹时间的控制在15min以上；

(3)对含稀土金属的钢水进行隔绝空气保护，控制稀土金属加入钢水 母液后的烧损量，实现稀土金属在钢水母液中的残留量达到 30-1000ppm。

本发明具有以下突出的技术效果：

(1)首次明确了稀土微合金化钢中稀土以富纳米团簇形态固溶存在， 并其抑制了S、P和As等杂质元素在晶界上的偏聚，显著提高了钢的性能， 为钢中稀土微合金化的研发创新提供重要的依据；

(2)首次发现固溶稀土直接影响相变动力学过程，在仅添加ppm级RE 含量下，钢中扩散型相变起始温度改变至少2℃，部分钢种甚至25-60℃， 大大提高了钢的淬硬能力，影响其力学性能，对更多添加RE的高性能钢种 的开发提供基础；

(3)通过深入研究钢中富稀土纳米团簇的尺寸、结构和分布特性，发 现富稀土纳米团簇的尺寸与钢中稀土残留量T_RE呈正比关系，但与钢中全氧 含量呈反比关系，而钢中富稀土纳米团簇的数量和直径与所述相变起始温 度的改变呈正比关系，该半定量的研究成果为稀土添加到多种不同类型的 钢中以开发高端钢的工艺操作提供了规范的科学指导，适于推广应用，具 有广阔的前景和应用价值。

附图说明

图1(a)：本发明实施例1的RE微合金化钢的HAADF-STEM相高分辨图像；

图1(b):图1(a)中A区衍射图谱；

图1(c)：图1(a)中B区衍射图谱；

图2：实施例1的RE微合金化钢在2.5℃/s的冷却速率下，固溶稀土对铁 素体相变起始温度(Fs)的影响；

图3：本发明实施例2的RE微合金化钢的HAADF-STEM相高分辨图像；

图4：实施例2的RE微合金化钢在2.5℃/s的冷却速率下，固溶稀土对粒 状贝氏体相变起始温度的影响。

具体实施方式

下面结合具体实施方式对本发明做进一步详细说明，但本发明的保护 范围并不限于此。

实施例1

一种普碳钢稀土微合金化方法，生产工艺路线为VIM熔炼→铸锭→ 锻造→轧制，具体包括以下步骤：

(1)优选纯铁、Mn-Fe、Si-Fe等原材料，控制原材料的纯净度，将原材 料在VIM真空感应炉中熔炼；原材料的选择保证熔清后的金属母液全氧含 量小于25ppm；分别采用30％功率*0.1-0.5h、50％功率0.2-0.5h和80％功率， 进行VIM熔炼；坩埚中金属熔清后，采用热电偶测温，当温度大于1560℃ 时，在真空室中加入高纯稀土LaCe合金，稀土合金中T[O]r＜60ppm，稀土 金属的粒度为1-10mm；加入稀土金属时钢水的全氧含量T_[O]m≤25ppm， T_[S]≤50ppm，铸成钢锭；其中，稀土金属加入量W_RE>α×T_[O]m+T_[S]；

(2)将上述钢锭锻造成为50mm*80mm断面的矩形棒材，然后将棒材加 热到1170-1210℃，轧制成厚度为3-8mm的板材；

(3)取样测试其成分(表2所示)与结构、性能。

表2对比例1与实施例1的钢的成分

注：表1中除O、H、N为重量ppm外，其余组份均为重量％，余量为Fe和不可避免 的杂质元素，对比例1中不添加稀土。

通过球差校正电子透射显微镜的高分辨率高角度环形暗场(HAADF)表 征，实验上也观测到了半径为2-4nm的高亮度富稀土纳米团簇，如图1(a) 中的闭合圆A所示。如图1(b)所示，这些纳米团簇与bcc Fe是同构的[图 1(c)]，但对Fe基体存在明显的晶格畸变。

图2(a)显示了在2.5℃/s的冷却速率下，RE微合金化钢在360ppm RE 含量(即稀土La和Ce的总量)下，铁素体相变起始温度(Fs)从755℃降 低至707℃，降低起始温度48℃，将大大提高钢的硬化能力，从而影响了 其力学性能。

经分析认为，RE的加入不仅导致了更高的扩散能垒，更重要的是影响了 碳原子在其最邻近间隙位置的迁移能垒，而且对其第二/第三邻近间隙位值 的迁移能垒也有很大的影响，从而显著减缓了碳的扩散。在2.5℃/s的冷 却速率下，当RE含量为360ppm时，Fs的下降幅度接近48℃[图2(a)]， 这主要是因为在这样快的冷却速度下，没有足够的时间让碳通过相变过程 扩散，RE对碳扩散的影响是非常显著的，如此低的RE溶解度便能有效地导 致Fs温度的明显变化，最终引起组织和力学性能的重要变化。

实施例2

一种低合金钢稀土微合金化方法，生产工艺路线为LF熔炼→VD精炼 →连铸，具体包括如下步骤：

(1)LF工位Al脱氧+扩散脱氧，控制渣碱度大于4.5,并保持白渣时间 在30min以上，以进行深度脱氧脱硫，使全硫含量不大于15ppm， 全氧含量不大于25ppm，以便于稀土加入后更多实现固溶；

(2)在LF精炼后，VD处理前，在钢包中透过渣层添加稀土金属(稀土 金属中T[O]r＜60ppm)，实施例2A和实施例2B的稀土加入量分别 为300ppm、680ppm，稀土加入前钢水温度控制在1550℃以上；

(3)稀土加入后，VD深真空时间不小于15min，VD破空后软吹时间不 低于15min；

(4)连铸工艺过程，控制大包-中间包-结晶器的全程增氮量不大于 5ppm，以防止二次氧化带来的稀土烧损；

(5)取连铸试样，测试分析其成分(表3所示)与结构和性能。

表3-对比例2与实施例2的钢的成分

注：表3中组份除O为ppm重量外，其他组分均为重量％，余量为Fe和不可避免的杂质， 元素，对比例2中不添加稀土。

通过球差校正电子透射显微镜的高分辨率高角度环形暗场(HAADF)表 征，实验上在实施例2A中(稀土200ppm)的样品中也观测到了尺寸为4-8 nm的高亮度富稀土纳米团簇，如图3中所示。高分辨图像显示这些纳米团 簇与bcc基体是同构的，但对Fe基体存在明显的晶格畸变。

图4显示了在2.5℃/s的冷却速率下，RE微合金化钢在200ppm和 480ppm的残留RE含量下，钢的粒状贝氏体相变起始温度从573℃降低至 536℃和543℃，降低起始温度分别达到37℃和30℃，将大大提高钢的硬化 能力，从而影响了其力学性能。原因是，RE的加入不仅导致了更高的扩散 能垒，更重要的是影响了碳原子在其最邻近间隙位置的迁移能垒，而且对 其第二/第三邻近间隙位值的迁移能垒也有很大的影响，从而显著减缓了碳 的扩散。

实施例3

一种低合金钢稀土微合金化方法，生产工艺路线为LF熔炼→RH精炼 →铸锭→锻造，包括如下步骤：

(1)LF工位调整合金成分，并控制渣碱度大于5,并保持白渣时间在 40min以上，以进行深度脱氧脱硫，使氧、硫含量均小于20ppm；

(2)在LF精炼后，RH处理真空度达到200Pa以下时，通过RH高位料 仓将稀土金属(稀土金属中T[O]r＜60ppm)直接加入到钢水中， 实施例3A和3B的稀土加入量分别为500ppm、1500ppm，其中实施 例3B的稀土分两次加入，第一次加1000ppm，3分钟后加500ppm，稀土加入前钢水温度控制在1530℃以上；稀土加入后，RH深真空 时间不小于12min，破空后软吹时间不低于15min；

(3)将钢水浇注到钢锭模中，冷却凝固成锭；

(4)对钢锭进行锻造加工，制备成直径为100-350mm的金属棒料，并 测试其成分(表4所示)、结构及性能。

表4-对比例3与实施例3的钢的成分

注：表4中组份除O为ppm重量外，其他组分均为重量％，余量为Fe和不可避免的杂质， 元素，对比例3中不添加稀土。

通过球差校正电子透射显微镜的高分辨率高角度环形暗场(HAADF)表 征，实验中在含实施例3A(稀土残留量420ppm)和实施例3B(稀土残留量 1020ppm)的样品中分别观测到了尺寸为2-25nm和25-50nm的高亮度富稀土 纳米团簇。高分辨图像显示这些纳米团簇与bcc基体是同构的，但对Fe基 体存在明显的晶格畸变。

通过对上述实施例3和实施例3B的样品进行相变点测试，发现其扩散 型相变相变温度，分别变化了15℃和40℃。

实施例4

一种高端轴承钢稀土微合金化方法，生产工艺路线为LF熔炼→RH精炼 →连铸→轧制，包括如下步骤：

(1)合理调整渣系，碱度大于6，LF精炼保证白渣时间15min以上， 稳定渣碱度>5，采用Al预脱氧，使T[O]≤15ppm和T_[S]含量低于 0.003％。

(2)RH精炼中，尽量不调整成分，所有成分调整要在LF完成，RH真 空处理10min后在料仓中加入高纯稀土金属(稀土金属中T[O]r ＜60ppm)，高纯稀土加入量满足WRE>α×T_[O]+T_[S]，其中α为修 正系数，取值为6-30，优选8-20，T_[O]为钢中全氧含量，T_[S]为钢 中全硫含量，高纯稀土加入后RH深真空循环时间保证10min以上， Ar气软吹时间保证20min以上，使形成的稀土-氧-硫化物/稀土- 硫化物部分上浮，从而减少夹杂物的数量，过热度控制在25-40℃ 之间，该过热度控制较常规过热度控制提高5-10℃，目的是防止 絮瘤，RH精炼终点的Al含量控制为0.015-0.030％；

(3)选择了浇次后序炉次进行高纯稀土添加，实施例4A、4B和4C的 稀土加入量分别为100ppm、500ppm和1200ppm,其中实施例4C的 稀土分两次加入，第一次700ppm、第二次500ppm，间隔时间4min。

(4)连铸中强化大包-中包-结晶器之间密闭性和中包液面覆盖剂厚 度，强化中包液面氩气吹扫，避免连铸过程吸气，连铸全程增N 量控制在5ppm以内，抑制TiN夹杂物的形成，保证钢的纯净度； 中间包工作层MgO含量控制为大于85％；大包长水口、中包塞棒与 浸入式水口的SiO₂含量小于5％，保证中间包的紧实度和耐蚀度以 及三大件的抗冲刷与侵蚀性；连铸恒拉速浇注，连铸成直径 320*480mm的矩形坯。

(5)将矩形连铸坯加热到1150-1250℃，并通过连轧机组，轧制成直径 为90-210mm的棒材，取样测试其成分(表5所示)。

表5-对比例4与实施例4的钢的成分

注：表5中组份除O为ppm重量外，其他组分均为重量％，余量为Fe和不可避免的杂质， 元素，对比例4中不添加稀土。

对上述四个成分的轧材进行分析测试，富稀土纳米团簇尺寸及扩散型相 变温度变化如表6所示,可以看出，随着钢中稀土残留量T_RE的增加，富稀土 纳米团簇尺寸增加，对扩散型相变点的影响增加，相变点变化相应增加。

表6-分析测试结果

实施例5

一种优质不锈钢的稀土微合金化方法，生产工艺路线为LF熔炼→VD精 炼→铸锭→锻造，具体包括如下步骤：

(1)LF工位调整合金成分，并控制渣碱度大于3,保持白渣时间在 35min以上，以进行深度脱氧脱硫，使全氧含量不大于25ppm，全硫含量不 大于30ppm；

(2)在LF精炼后，VD处理前通过钢包渣面迅速加入稀土金属(稀土 金属中T[O]r＜60ppm)，实施例5A和5B的稀土加入量分别为400ppm和 750ppm，稀土加入后，VD深真空时间15min，VD破空后软吹时间25min；

(3)将钢水浇注到重量分别为5-30t的钢锭模中，冷却凝固成锭；

(4)对钢锭进行锻造加工，制备成断面尺寸为280×450mm的矩形坯 料，并测试其成分(表7所示)与性能(表8所示)。

表7-对比例5与实施例5的钢的成分

注：表7中组份除O为ppm重量外，其他组分均为重量％，余量为Fe和不可避免的杂质， 元素，对比例5中不添加稀土。

对上述三个成分的锻造坯料进行分析测试，富稀土纳米团簇尺寸及扩散 性相变温度变化如表8所示，可以看出，随着钢中稀土残留量T_RE的增加， 富稀土纳米团簇尺寸倾向于增大，对扩散型相变点的影响增加，相变点变 化相应增加，富稀土纳米团簇的尺寸与钢中稀土残留量T_RE呈正比关系，但 随着钢中全氧含量的增加，富稀土纳米团簇的尺寸趋于减小，两者呈反比 关系。

表8-分析测试结果：

以上实施例仅是本发明的优选实施方式，并不能理解为本发明保护范围 的限制。应当指出的是，对于本领域的普通技术人员，在不脱离本发明构 思的前提下，还可以做出若干变形、替代及改进，这些均属于本发明的保 护范围。

Claims (13)

1.一种稀土微合金化钢，其特征在于：钢中具有直径为1-50nm的富稀土纳米团簇的微结构，所述富稀土纳米团簇与基体晶体结构是同构的，所述富稀土纳米团簇为数个到数百个稀土元素原子聚集在一起形成的纳米尺度的粒子团，所述富稀土纳米团簇的直径与钢中稀土残留量T_RE呈正比关系，但与钢中全氧含量呈反比关系；

所述稀土微合金钢的制备控制要点包括：

控制钢液中全氧含量T_[O]m在50ppm以内，T_[S]≤50ppm；

控制钢液中加入的稀土金属全氧含量小于60ppm；

稀土金属加入时控制钢液温度在钢液相线T_m+(20-100)℃；

控制高纯稀土加入后的RH或VD深真空循环时间保证10min以上、Ar气软吹时间的控制在15min以上。

2.根据权利要求1所述的稀土微合金化钢，其特征在于：由Fe基体中的空位与若干稀土原子形成稀土-空位对，使所述空位周围的若干稀土原子规则排列，形成富稀土纳米团簇的微结构，单个Fe空位的存在帮助稳定最多由14个稀土原子组成的局部富稀土纳米团簇。

3.根据权利要求1或2所述的稀土微合金化钢，其特征在于：所述富稀土纳米团簇的直径为2-50nm。

4.根据权利要求1或2所述的稀土微合金化钢，其特征在于：所述微合金化钢中稀土残留量T_RE为30-1000ppm。

5.根据权利要求1或2所述的稀土微合金化钢，其特征在于：所述微合金化钢中稀土残留量T_RE为30-600ppm。

6.根据权利要求1或2所述的稀土微合金化钢，其特征在于：所述微合金化钢中稀土残留量T_RE为50-500ppm。

7.根据权利要求1或2所述的稀土微合金化钢，其特征在于：稀土微合金化钢的扩散型相变起始温度的改变满足下表：

类型 扩散型相变起始温度的改变/℃ 普碳钢 至少2℃ 合金含量不超过10wt%的低合金钢 至少5℃ 合金含量大于10wt%的中高合金钢 至少10℃

。

8.根据权利要求7所述的稀土微合金化钢，其特征在于：稀土微合金化钢的扩散型相变起始温度的改变满足下表：

类型 扩散型相变起始温度的改变/℃ 普碳钢 10-50℃ 合金含量不超过10wt%的低合金钢 20-60℃ 合金含量大于10wt%的中高合金钢 25-60℃

。

9.根据权利要求7所述的稀土微合金化钢，其特征在于：稀土微合金化普碳钢中铁素体相变起始温度降低20-50℃；稀土微合金化低合金钢中贝氏体相变起始温度降低30-60℃。

10.根据权利要求7所述的稀土微合金化钢，其特征在于：稀土微合金化钢中富稀土纳米团簇的数量和直径与所述相变起始温度的改变呈正比。

11.权利要求1-10任一所述的稀土微合金化钢的控制工艺，包括以下步骤：

(1)控制钢液中全氧含量T_[O]m在50ppm以内，T_[S]≤50ppm；

(2)在钢液中加入全氧含量小于60ppm的稀土金属，稀土金属加入量W_RE>α×T_[O]m+T[S]，α取值为6-30，T_[O]m为钢中全氧含量，T_[S]为钢中全硫含量；稀土金属加入时控制钢液温度在钢液相线T_m+(20-100)℃；高纯稀土加入后的RH或VD深真空循环时间保证10min以上、Ar气软吹时间的控制在15min以上；

(3)对含稀土金属的钢液进行隔绝空气保护，控制稀土金属在钢液中残留量T_RE为30-1000ppm。

12. 根据权利要求11所述的稀土微合金化钢的控制工艺，其特征在于：步骤（1）中全氧含量T_[O]m 在25ppm以内。

13. 根据权利要求11或12所述的稀土微合金化钢的控制工艺，其特征在于：步骤（2）中，α取值为 8-20；稀土金属一次加入或两次以上分步加入，其中分步加入时，每两次稀土金属加入的时间间隔不少于1分钟且不大于10分钟。

Images