CN111235467B - 基于氧化物的铁基复合中间合金及其制备方法和应用 - Google Patents

Abstract

本发明为基于氧化物的铁基复合中间合金及其制备方法和应用。该中间合金由氧化物组份和基粉制成；其中，基粉为铁粉或铁基合金粉；氧化物组份与铁粉或铁基合金粉的质量比例为1:1～1:7；所述氧化物组份包括刚玉粉、铝矾土、硅微粉、氧化硼、氧化铝、氧化钇、氧化钛和氧化锆中的两种或多种。利用本发明生产的产品不仅性能优异，而且所述的氧化物原料可采用铝合金、钛合金等生产的废渣，对于节省资源、保护环境有利。

Description

基于氧化物的铁基复合中间合金及其制备方法和应用

技术领域

本发明涉及复合新材料技术领域，具体涉及基于氧化物的铁基复合中间合金及其制备方法和应用。

背景技术

随着经济的发展、工业技术的进步和市场需求的增长，高性能钢铁材料越来越受到人们的重视，其在先进制造、建筑、航空、航天、汽车、能源、海洋工程和国防军工等行业领域具有广阔的应用前景。

目前制备高性能钢铁材料的方法主要有：合金化法、热处理法、表面强化法和粉末冶金法等。上述的制备方法都不同程度地提高了钢铁材料的性能，都有各自的适用范围，在发展高性能钢铁材料方面起到了显著的推动作用。合金化法改善钢的性能虽然十分有效，但它很难在保持低成本的情况下，同时提高合金钢的强度和韧性。另外，当合金元素加入量高时，易导致钢的焊接性变差。而且有些合金元素价格昂贵，使生产成本增高。对于目前的钢铁材料而言，热处理仍是一种主要的提高材料性能的方法，但它改善材料性能的程度随其中合金元素的种类与加入量发生很大变化。需要注意的是，当工件的结构比较复杂、尺寸比较大时，淬火冷却过程中很容易产生残余应力和裂纹。如何降低应力和裂纹产生的敏感性显得十分重要。表面强化方法仅能提高钢铁材料表面的性能，不能实现从内到外整体性能的提高。粉末冶金法无法完全消除产品内部的空隙，导致其力学性能下降，而且难以生产大型产品，压模成本也较高。

由弥散强化的机理可知，稳定性高的第二相粒子(如：氧化物、氮化物等)具有很好的弥散强化效果，而且，在粒子种类不变的条件下，其尺寸愈小，弥散程度愈高，那么强化效果也愈好。如果在钢熔炼的过程中，引入细小的氧化物微粒，一方面，它们可作为钢液凝固和相变的异质形核核心，故能细化晶粒，起到细晶强化的作用；另一方面，这些细小的氧化物微粒在与钢液接触的过程中，其中已有的夹杂物以及溶解的气体原子(如：[O]、[N]、[H])会依附于这些氧化物微粒长大，易于上浮到钢液表面形成钢渣被排除，从而有助于进一步改善钢的冶炼质量。第三，弥散分布于钢中的细小氧化物颗粒，由于硬度高，可作为硬质点，还能起到良好的弥散强化作用。但是，氧化物与钢基体相比密度较小，和钢基体熔液之间的浸润性差，并且其超细微粒易于团聚。因此，现有方法很难直接将氧化物超细微粒加入到钢基体熔液中。

发明专利CN104630613B、CN104630605B、CN104611620A、CN109385575A、CN109576559A和CN109402489A叙述了分别将以氧化铝、碳化硅、锂长石或钠长石等为主的陶瓷粉末加入废钢中熔炼，待陶瓷粉末和废钢完全熔化，液相陶瓷和钢液相互混合，冷却后即得到陶瓷增强的钢基或铁基复合材料。

但根据上述专利文件提供的技术数据看，存在如下问题：

1.浇铸的钢种只涉及铸态、锻态或轧态，没有进一步的深加工处理，局限于比较粗放的产品，故无法满足对微观组织和性能要求高的产品的需求。

2.从其提高材料耐磨性的设想出发，钢基体的碳含量不应太低，否则因钢基体太软也容易导致工件过早失效。但上述专利文件提供的金相图片显示有大量粗大魏氏铁素体组织析出，证明其中的碳含量属于中低碳范畴，所以钢基体软不耐磨，故制备的工件性能不会太好。

3.上述专利文件提供了较高的硬度等数据，但是，陶瓷增强的钢基或铁基复合材料的耐磨性不能仅用一个硬度指标反映，它需要陶瓷颗粒与钢基体的有机匹配来体现。如果陶瓷颗粒尺寸较大，很容易在使用过程中剥落。

4.上述专利文件提供的技术资料并未证明氧化物颗粒确实加入到钢中；

5.如果将陶瓷组份与钢料同时熔化成液态，是不可能均匀混合在一起的(二者会因比重不同而分离开，陶瓷组份上浮，类似油和水)。

发明内容

本发明的目的为针对当前技术中存在的不足，提供一种基于氧化物的铁基复合中间合金及其制备方法和应用。该方法在常规钢熔炼及其冷热加工方式前提下，加入少量Al2O3、TiO2、SiO2等氧化物，就能实现提高钢的性能。利用本发明所生产的产品具有性能优异，且适合大规模的工业化生产。

本发明的技术方案为：

一种基于氧化物的铁基复合中间合金，该中间合金由氧化物组份和基粉制成；其中，基粉为铁粉或铁基合金粉；氧化物组份与铁粉或铁基合金粉的质量比例为1:1～1:7；

所述氧化物组份包括刚玉粉、铝矾土、硅微粉、氧化硼、氧化铝、氧化钇、氧化钛和氧化锆中的两种或多种。

所述氧化物组份为超细微粒，其粒度为0.1μm～10μm；

所述铁粉或铁基合金粉的粒度为30μm～5mm。

所述的铁基合金具体为碳含量为0.2～1.2％的钢。

所述的氧化物，当在氧化物组份中出现时，该氧化物在氧化物组份中的质量含量范围为：刚玉粉：2％～90％；铝矾土：2％～90％；硅微粉：1％～10％；氧化硼：2％～30％；氧化铝：2％～90％；氧化钇：0.1％～2％；氧化钛：2％～90％；氧化锆：2％～90％。优选为刚玉粉：10％～70％；铝矾土：10％～70％；硅微粉：2％～8％；氧化硼：4％～25％；氧化铝：3％～50％；氧化钇：0.2％～1.5％；氧化钛：10％～70％；氧化锆：10％～70％。

所述基于氧化物的铁基复合中间合金的制备方法，其特征为包括以下步骤：

1)将各氧化物组份一起放入研磨设备中研磨，得到氧化物混合粉；

2)然后将氧化物混合粉与基粉一起放入混合设备中混合，得到混合粉料；

3)将混合粉料装入熔炼炉中，匀速升温到1430℃～1520℃，保持温度70～180分钟得到烧结体，待烧结体冷却后，得到基于氧化物的铁基复合中间合金。

所述的步骤1)中研磨设备优选为球磨机；所述的步骤2)中优选为V型混合机；所述的步骤3)中熔炼炉采用中频感应电炉或高温炉。

所述的步骤3)中升温速度为8℃/min～20℃/min。

所述基于氧化物的铁基复合中间合金的应用，作为炼制钢材的添加合金；所述的钢材为结构钢、工模具钢、不锈钢或因瓦合金。优选为高锰钢、螺纹钢、45钢、超高碳钢或不锈钢。

本发明的实质性特点为：

本发明首先制备基于氧化物的铁基复合中间合金这种添加料，来改善钢水对氧化物超细微粒的润湿性，使其易于悬浮在钢液中；然后，再以常规方式生产某钢种产品时，加入这种复合中间合金，其溶化后所释放的氧化物超细微粒会随着钢液的翻滚均匀分散，并在钢液中碎裂成更为细小的氧化物微粒，从而有利于部分氧化物之间，以及部分氧化物微粒与钢液中某些元素发生化学反应形成新的纳米级第二相粒子，起到细晶强化和弥散强化的作用，从而提高了钢的性能，进而得到了氧化物弥散强化钢。

本发明的有益效果为：

本发明将人们通常认为是夹杂物的氧化物(如：Al2O3、TiO2、SiO2等)超细微粒，与基粉相结合制成复合中间合金，可以像锰铁、硅铁等冶金行业所熟知的原材料那样使用。首先，便于材料冶炼过程中的配料及加料，并可以根据不同钢种的性能要求添加合适比例的氧化物微粒，适合于工业大批量生产；其次，在不改变原有钢(未添加氧化物的常规钢)熔炼方式的前提下，解决了氧化物微粒与钢液之间润湿性差以及氧化物因密度小上浮造成的成分氧化物微粒分布不均匀等问题，能有效将细小的氧化物微粒以弥散方式均匀分散于钢水中，为后续细化钢的组织、改善其性能起到了有益的作用(比如实施例2：与普通45钢相比，在塑性基本保持不变的条件下，加入氧化物的45钢屈服强度提高了60％，抗拉强度提高了22％，与此同时，V型缺口冲击功提高了70％。比如实施例三，添加氧化物后的1.2C-1.5Cr-1.5Al钢在750℃进行高温拉伸，能获得高达600％的变形量(具有好的超塑性)。而不添加氧化物的这一钢种，在同样条件下进行拉伸，变形量是198％)；第三，不仅不改变原有钢的冷热加工(如：锻造、轧制、焊接、热处理以及冷拔等)方式，而且能进一步提高钢的加工性能(如实施例1：添加氧化物后，对于常规在铸态下使用的高锰钢，不仅能热轧变形，而且其冷轧变形性能也良好。比如实施例4的5Cr13钢，因为是马氏体组织，且其含碳量高变得很脆，工业上很难进行冷热加工。因此，在焊接以及热熔覆行业，人们常按照此钢的化学成分配制成粉芯丝使用。但在添加本发明的氧化物中间合金后制作的5Cr13钢块体材料，在保持1000MPa以上高强度的条件下，具有11.8％好的塑性，故能加工成实心焊丝等产品)；第四，钢的电渣重熔或多次重熔不会影响氧化物对钢的弥散强化效果；第五，不需改变现有的生产设备和工艺制度，适合高性能钢的制备；第六，本发明所述的氧化物原料市场有售，采购成本相对较低。

附图说明

图1为实施例1中的基于氧化物的铁基复合中间合金烧结体宏观照片

图2为实施例1中的基于氧化物的铁基复合中间合金烧结体的断面形貌照片；

图3为实施例1中的复合中间合金的电镜照片

图4为实施例1中的添加氧化物后高锰钢轧制前后的金相组织；其中，图4a为添加氧化物的高锰钢轧制前的金相照片；图4b)为添加氧化物的高锰钢轧制后的金相照片；

图5为实施例2中的850℃淬火添加氧化物前后45钢的奥氏体晶粒分布状况照片，其中，图5a为添加氧化物后45钢的奥氏体晶粒照片；图5b)为未添加氧化物45钢的奥氏体晶粒照片；

图6为实施例2中的添加氧化物45钢中第二相粒子分布的TEM图片与EDX分析结果，其中，图6a为较大视野范围内观察到的氧化物粒子在钢中的金相照片；图6b为对图6a中“A”位置所示的放大照片；图6c为对图6b箭头所示粒子的EDX分析结果；图6d为对图6a中“B”位置所示的放大照片；图6e为对图6d箭头所示粒子的EDX分析结果；

图7为实施例3中的高碳Cr2Al钢的铸态组织和轧态组织金相照片；其中，图7a为铸态组织金相照片；图7b为轧态组织金相照片；

图8为实施例3中的高碳Cr2Al钢的球状珠光体

图9为实施例3中的高碳Cr2Al钢在750℃进行高温拉伸后的样品形貌

图10为实施例4中的添加氧化物冶炼的5Cr13不锈钢经过1050℃淬火+500℃回火处理的应力应变曲线。

具体实施方式

本发明涉及各氧化物和铁粉或铁基合金粉的来源均不受特别限制，市场有售，可以商购，纯度如下表所示，可通过研磨达到所述粒度。

氧化物	纯度
		刚玉粉	≥98.0％
铝矾土	≥80.0％
		硅微粉	≥99.0％
氧化硼	≥98.0％
		氧化铝	≥98.5％
氧化钇	≥99.0％
		氧化钛	≥72.0％
氧化锆	≥98.5％
		铁粉或铁基合金粉	≥98.5％

实施例1━高锰钢

高锰钢中添加的氧化物组份及其质量含量如表1所示。

表1 高锰钢中添加的氧化物种类及含量

刚玉粉	铝矾土	硅微粉	氧化硼	氧化铝	氧化钛
						25％	25％	5.0％	10.0％	15％	20.0％

制备方法：

将表1的氧化物按各自质量含量称量后，放入球磨机中研磨至0.1μm～2μm粒度，然后取1kg表1研磨后的氧化物与3kg粒度为30μm～1mm的铁粉一起放入V型混合机中充分混合。将混合好的粉料装入中频感应电炉中，在100分钟内匀速升温至1520℃，升温速度为12℃/min～16℃/min，使粉料成为烧结体，取出后在空气中自然冷却，即得到基于氧化物的铁基复合中间合金。图1是这种铁基复合中间合金烧结体的宏观照片,它通常呈暗灰色，存放过程中其表面会因氧化而呈灰褐色，但不影响其使用效果。图2是这种铁基复合中间合金被破碎后的断面照片，断面有点状金属光泽。图3是在扫描电镜下观察的这种复合中间合金照片，图中深色点状物质为氧化物。这种铁基复合中间合金烧结体具有一定硬度，较脆，易于破碎，可根据实际需要破碎成小块，以便于包装和使用。作为一种添加型材料，这种基于氧化物的铁基复合中间合金含有微小空隙，其密度为4.5g/cm³。

将上述基于氧化物的复合中间合金和锰铁、炼钢用生铁、工业纯铁等一起按需要的质量分数配料(配比见表2),加入中频熔炼炉中，加热熔炼。原料全部熔化后，继续加热到1590～1630℃保温15～20分钟，使钢液充分均匀化后，浇铸成150×150mm方锭。该钢锭即氧化物改性的高锰钢，试验钢钢锭成分见表3。

表2 百公斤Mn13钢配料表(kg)

表3 Mn13试验钢成分(wt％)

C	Si	Mn	P	S
					0.95	0.36	13.2	0.06	0.05

检测数据：

图4是添加氧化物的高锰钢经过1100℃水韧处理以及轧制变形后的金相显微组织，仅经过水韧处理的材料A晶粒尺寸很大(～φ100μm)，而且其中的夹杂物颗粒尺寸也相对较大。值得注意的是，这种材料打破了普通高锰钢仅用做铸件的局限性，不仅可以轧制，而且还具有良好的变形能力。图4b是该钢经过热轧制变形后的组织，其中的A晶粒显著细化(～φ10μm)，而且夹杂物颗粒的尺寸也变得明显细小。

表4是添加氧化物的高锰钢经过不同状态处理后的力学性能，仅经过水韧处理的材料由于A晶粒粗大，故强度和塑性都很差。热轧变形后的材料在强度基本翻倍的情况下，塑性提高了三倍，而韧性仅降低了12％。在此基础上，再进行水韧处理，我们发现虽然材料的强度有所下降，但与铸态经过水韧处理的相比，除了屈服强度略有下降外，抗拉强度、延伸率以及冲击韧性均大幅度提高。这充分说明组织均匀性对高锰钢力学性能影响的重要性。(拉伸样品制备参照GB/T228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》制备，直径为10mm的10倍试样；冲击试样制备参照GB/T 229-2007《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》，为10mm×10mm×55mm的V型缺口试样)

表4 添加氧化物后ZGMn13经过不同状态处理的力学性能

状态	Rel(MPa)	Rm(MPa)	A(％)	A<sub>k</sub>(J)
					铸态水韧处理	386	538	13	123.5
热轧	720	1258	52	108.3
					热轧+水韧处理	350	990	80	165.8

实施例2—45钢

45钢中添加的氧化物组份及其质量含量如表5所示。

表5 45钢中添加的氧化物种类及含量

刚玉粉

铝矾土

硅微粉

氧化硼

氧化铝

氧化钇

氧化钛

30.0％

15.0％

10.0％

12.0％

25.0％

0.5％

7.5％

制备方法：

将表5中的氧化物按各自质量含量称量后，放入研磨设备中研磨至0.5μm～6μm粒度，然后取1kg表3研磨后的氧化物与7kg粒度为100μm～3mm的20钢一起放入混合设备中充分混合。将混合好的粉料装入中频感应电炉中，在120分钟内匀速升温至1520℃，升温速度为10℃/min～14℃/min，使粉料成为烧结体，取出后用鼓风机强制冷却，即得到基于氧化物的铁基复合中间合金。这种铁基复合中间合金密度为5.0g/cm³。

将上述基于氧化物的复合中间合金和废钢、工业纯铁等一起按需要的质量分数配料(配比见表6),等一起加入中频熔炼炉中，加热熔炼。原料全部熔化后，继续加热到1600～1670℃保温15～20分钟，使钢液充分均匀化后，浇铸成150×150mm方锭。冷却后对钢锭进行轧制，即得氧化物改性45钢，试验钢钢锭成分见表7。复合中间合金添加比例为废钢量的0.5％。

表6 百公斤45钢配料表(kg)

表7 45试验钢成分(wt％)

C	Si	Mn	P	S
					0.46	0.5	0.5	0.005	0.006

检测数据：

图5为45钢经过850℃×30min A化后淬火的奥氏体晶粒分布状况，与标准晶粒度级别进行对比，氧化物改性45钢的A晶粒度为10级(～11.2μm)，而普通45钢仅为7级(～31.8μm)。说明氧化物的添加对于抑制奥氏体晶粒长大以及细化晶粒发挥了重要作用。经过850℃淬火+580℃回火处理的氧化物改性45钢的综合力学性能得到全面改善(表8)。与普通45钢相比，在塑性基本保持不变的条件下，屈服强度至少提高50％，抗拉强度至少提高20％，与此同时，材料的冲击功(V型缺口)至少提高50％。材料综合力学性能的改善应归功于添加的氧化物以细小纳米颗粒(直径约20～50nm)形式存在以及由此形成的纳米氧(氮)化物颗粒等(图6)。(拉伸样品制备参照GB/T228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》制备，直径为10mm的10倍试样；冲击试样制备参照GB/T 229-2007《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》，为10mm×10mm×55mm的V型缺口试样)

表8 氧化物添加前后45钢850℃淬火+580℃回火的力学性能

实施例3—高碳Cr2Al钢

高碳低合金钢中添加的氧化物组份及其质量含量如表9所示。

表9 高碳Cr2Al钢中添加的氧化物种类及含量

氧化锆	氧化硼
		89.0％	11.0％

制备方法：

将表9中的氧化物按各自质量含量称量后，放入研磨设备中研磨至0.2μm～10μm粒度，然后取1.0kg表9研磨后氧化物与5kg粒度为500μm～5mm的的T10钢一起放入混合设备中充分混合。将混合好的粉料装入高温炉中，在180分钟内匀速升温至1480℃，升温速度为8℃/min～12℃/min，使粉料成为烧结体，取出后用水冷却，即得到基于氧化物的铁基复合中间合金。这种铁基复合中间合金密度为5.5g/cm³。

将上述基于氧化物的复合中间合金和铬铁、电解铝、生铁、工业纯铁等一起按需要的质量分数配料(配比见表10)等一起加入中频熔炼炉中，加热熔炼。原料全部熔化后，继续加热到1620～1670℃保温15～20分钟，使钢液充分均匀化后，浇铸成150×150mm方锭，试验钢钢锭成分见表11。并对冷却后钢锭进行轧制，即得氧化物改性的高碳Cr2Al钢复合中间合金添加比例为钢量的2％。

表10 百公斤高碳Cr2Al钢配料表(kg)

表11 高碳Cr2Al试验钢成分(wt％)

C	Cr	Al	Si	Mn	P	S
							1.2	1.5	1.5	0.4	0.6	0.01	0.02

检测数据：

图7为添加氧化物后高碳Cr2Al钢的金相组织，无论是铸态还是轧态组织，几乎看不到十分明显网状碳化物，均为细片状珠光体，说明氧化物的添加对于细化组织、抑制网状碳化物的析出发挥了重要作用。对上述组织进行球化处理(图8)，然后在750℃对该钢进行高温拉伸，材料的变形量高达600％(图9)，说明该钢具有很好的超塑性能，这对于拓展材料的应用范围十分有利。(拉伸样品制备参照GB/T228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》制备，直径为5mm的5倍试样)

实施例4—不锈钢

不锈钢中添加的氧化物组份及其质量含量如表12所示。

表12 不锈钢中添加的氧化物种类及含量

刚玉粉

铝矾土

硅微粉

氧化硼

氧化铝

氧化钇

氧化钛

40.0％

5.0％

7.5％

8.0％

10％

0.2％

29.3％

制备方法：

将表12中的氧化物按各自质量含量称量后，放入研磨设备中研磨至0.2μm～2μm粒度，然后取1kg表6研磨后的氧化物与1kg粒度为200μm～2mm的T12钢一起放入混合设备中充分混合。将混合好的粉料装入高温炉中，在70分钟内匀速升温至1430℃，升温速度为16℃/min～20℃/min，使粉料成为烧结体，取出后用鼓风机强制冷却，即得到基于氧化物的铁基复合中间合金。这种铁基复合中间合金密度为7.0g/cm³。

将上述基于氧化物的复合中间合金和铬铁、生铁、工业纯铁等一起按需要的质量分数配料(配比见表13)等一起加入中频熔炼炉中，加热熔炼。原料全部熔化后，继续加热到1650～1690℃保温20～30分钟，使钢液充分均匀化后，浇铸成100×100mm圆锭，试验钢钢锭成分见表14。复合中间合金添加比例为钢量的10％。然后，对铸锭进行电渣重熔，冷却后对钢锭进行轧制，得到氧化物改性的5Cr13钢。

表13 百公斤5Cr13钢配料表(kg)

表14 高碳5Cr13试验钢成分(wt％)

C	Cr	Si	Mn	P	S
						0.5	13.2	0.4	0.6	0.008	0.01

检测数据：

图10是添加氧化物后冶炼的5Cr13不锈钢经过1050℃淬火+500℃回火处理的应力应变曲线，根据它计算的材料力学性能指标如表15所示。尽管该钢的强度和延伸率略低于常规4Cr13钢的数据，但是，对于如此高碳含量的Cr13型马氏体不锈钢在保持1000MPa以上高强度的条件下，能达到11.8％好的塑性，实属难得。(拉伸样品制备参照GB/T228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》制备，直径为10mm的10倍试样)

表15 不同成分5Cr13马氏体不锈钢的力学性能指标

钢种	Rel/MPa	Rm/MPa	A/％
				普通4Cr13	1050	1202	13.2
添加氧化物5Cr13	1002	1150	11.8

注：1)本发明仅以上述钢种作为实例，说明氧化物添加后材料组织和性能的改善，但并不仅限于上述钢。

2)本发明所添加的第二相颗粒并非仅局限于氧化物，氮化物以及由此衍生的硫化物等均属本发明的范畴。

3)本发明是实施例中所给的配料表不是唯一的，可根据具体原材料化学成分的变化进行调整。

本发明未尽事宜为公知技术。

Claims (6)

1.一种基于氧化物的铁基复合中间合金，其特征为该中间合金由氧化物组份和基粉制成；其中，基粉为铁粉或铁基合金粉；氧化物组份与铁粉或铁基合金粉的质量比例为1:1～1:7；

所述氧化物组份包括刚玉粉、铝矾土、硅微粉、氧化硼、氧化铝、氧化钇、氧化钛和氧化锆中的两种或多种；且当为两种或三种时，至少有一种为氧化硼、氧化钛或氧化钇；

所述氧化物组份为超细微粒，其粒度为0.1μm～10μm；

所述铁粉或铁基合金粉的粒度为30μm～5mm；

所述的铁基合金具体为碳含量为0.2～1.2％的钢；

所述基于氧化物的铁基复合中间合金的制备方法，包括以下步骤：

1)将各氧化物组份一起放入研磨设备中研磨，得到氧化物混合粉；

2)然后将氧化物混合粉与基粉一起放入混合设备中混合，得到混合粉料；

3)将混合粉料装入熔炼炉中，匀速升温到1430℃～1520℃，保持温度70～180分钟得到烧结体，待烧结体冷却后，得到基于氧化物的铁基复合中间合金；

所述的氧化物，当在氧化物组份中出现时，该氧化物在氧化物组份中的质量含量范围为：刚玉粉：2％～90％；铝矾土：2％～90％；硅微粉：1％～10％；氧化硼：2％～30％；氧化铝：2％～90％；氧化钇：0.1％～2％；氧化钛：2％～90％；氧化锆：2％～90％。

2.如权利要求1所述的基于氧化物的铁基复合中间合金，其特征为所述的氧化物，氧化物混合粉中的质量含量范围为刚玉粉：10％～70％；铝矾土：10％～70％；硅微粉：2％～8％；氧化硼：4％～25％；氧化铝：3％～50％；氧化钇：0.2％～1.5％；氧化钛：10％～70％；氧化锆：10％～70％。

3.如权利要求1所述基于氧化物的铁基复合中间合金，其特征为制备方法中，所述的步骤1)中研磨设备为球磨机；所述的步骤2)中为V型混合机；所述的步骤3)中熔炼炉采用中频感应电炉或高温炉。

4.如权利要求1所述基于氧化物的铁基复合中间合金，其特征为制备方法中，所述的步骤3)中升温速度为8℃/min～20℃/min。

5.如权利要求1所述基于氧化物的铁基复合中间合金的应用，其特征是作为炼制钢材的添加合金；所述的钢材为结构钢、工模具钢、不锈钢或因瓦合金。

6.如权利要求5所述基于氧化物的铁基复合中间合金的应用，其特征为所述的钢材为高锰钢、螺纹钢、45钢或超高碳钢。

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