本發(fā)明主要屬于鋼冶煉領域，具體涉及一種高強韌性曲軸鋼晶內鐵素體的冶金方法。

背景技術：

中碳含硫非調質鋼，典型的如f38mnvs，具有簡化工藝流程、降低能耗和提高金屬利用率等優(yōu)點，廣泛應用于汽車曲軸和連桿的生產(chǎn)。曲軸用鋼多為棒材，對于直徑大于150mm的大規(guī)格曲軸用鋼，由于形狀復雜，鍛造時間長，一般采用較高的奧氏體化溫度，晶粒粗化嚴重。同時在鍛后冷卻過程中不能加速冷卻，會生成大量沿著原奧氏體晶界的網(wǎng)狀鐵素體，進一步惡化了鋼的韌性。

該鋼種傳統(tǒng)細化晶粒的方法主要是往鋼中添加ti或者nb元素生成碳氮化物粒子釘扎晶界，但是由于大尺寸tin對疲勞性能的不利影響以及nb元素價格昂貴等原因，上述方法不甚理想。

消除網(wǎng)狀鐵素體主要采用鍛后加速冷卻的方法，快速越過晶界鐵素體的形成溫度區(qū)間，抑制其形成，例如中國專利cn201110000809.0“一種高韌性微合金化非調質鋼鍛件的制造工藝”。但是由于重型卡車曲軸規(guī)格大，鍛后加速冷卻會導致表面和心部冷速不均，實際生產(chǎn)中一般只能采用空冷的方法自然冷卻。

近年來，利用晶內鐵素體技術細化室溫組織在焊接工藝中不斷發(fā)展，例如中國專利cn201510700964.1“一種大熱輸入焊接熱影響區(qū)性能優(yōu)異的鋼板的冶煉方法”，但是其主要針對的是低c低s鋼，且形成的晶內鐵素體一般成針狀。

中國專利cn200710177968.1“一種改善低合金高強度鋼組織和性能的方法”，提出在低碳中硫鋼中利用mns+v(c,n)粒子促進晶內鐵素體的形成，從而細化鋼的組織。然而其著重點在于控制軋制變形量和保溫溫度，未詳細說明mns+v(c,n)粒子的形成和分布問題。

中國專利cn201310321739.8“利用脈沖磁場進行氧化物冶金細化金屬組織的方法”中，提到了在中碳含硫鋼中利用氧化物細化金屬組織的方法。不過該專利要求s含量小于0.045％，且外加的復合合金元素局限于ti-o-v-n系列，晶內鐵素體核心成分為含ti氧化物。

技術實現(xiàn)要素：

針對現(xiàn)有技術的不足，本發(fā)明提出一種用于制造高強韌性大規(guī)格曲軸鋼的晶內鐵素體冶金方法。該方法控制鋼中al、o、v、n、s等元素含量，在鋼液和凝固過程中獲得主要成分為al2o3-mno類的氧化物。

本發(fā)明是通過以下技術方案實現(xiàn)的：

一種高強韌性曲軸鋼晶內鐵素體的冶金方法，所述方法為：嚴格控制冶煉過程中鋼液中al、o、v、n、s的元素成分，使得在鋼中得到主要成分為al2o3-mno的氧化物，利用所述氧化物控制mns+v(c,n)粒子在鋼中大量細小均勻地分布；細小均勻分布的mns+v(c,n)粒子在鍛后冷卻過程中為晶內鐵素體的形成提供形核核心，得到均勻細化的室溫組織。

進一步地，冶煉過程中鋼液中ω[al]t-ω[al]s的差值在0.001％～0.005％內；ω[al]s表示鋼中酸溶鋁含量、ω[al]t表示鋼中全鋁含量。其中al、o元素是形成al2o3-mno類氧化物的關鍵成分。als含量較高，凝固前鋼中的溶解o很低，最后得到的是單一的al2o3類氧化物，對mns的異質形核效果不好；als含量較低，鋼中得到的是sio2-mno或者al2o3-sio2-mno類氧化物，亦不利于mns的均勻分布。alt和als的差值決定了鋼中含al氧化物的含量，為保證足夠數(shù)量的al2o3-mno的氧化物，alt含量不能太低。但是alt含量太高，對鋼的潔凈度亦有影響，因此控制ω[al]s和ω[al]t的差值在0.001％～0.005％區(qū)間內。

進一步地，s元素質量百分含量在0.035～0.075范圍內。s元素是形成mns核心的關鍵成分，含量太高會導致大量mns分布于晶界，對鋼的疲勞性能有害；含量太低則無法滿足該鋼的切削性能要求，且無法為晶內鐵素體提供充足的形核核心?？刂苨百分含量在0.035～0.075范圍內，保證了鋼中形成的細小的mns數(shù)量在500個/mm²以上。

進一步地，ca元素質量百分含量小于0.0006。ca元素主要由爐渣進入鋼液，在鋼中含量過高，鋼中的氧化物成分會轉變?yōu)殁}鋁酸鹽或鈣硅酸鹽，不利于mns異質形核，因此控制其百分含量小于0.0006。

進一步地，mg元素質量百分含量在0.0005以下。mg元素在鋼中含量過高，鋼中的氧化物成分也會發(fā)生變化，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。

進一步地，v元素質量百分含量在0.06～0.15；n元素質量百分含量在0.008～0.020。v、n元素是形成v(c,n)粒子的關鍵成分，較高的v元素不僅保證了v(c,n)粒子在奧氏體相中析出，還對晶界鐵素體的打斷也有促進作用；較高的n元素含量有利于提高v(c,n)粒子的析出溫度，減少v(c,n)粒子析出的孕育時間，為晶內鐵素體提供了更多的形核基質。

其他元素包括c、si、mn、p等元素按照國家標準gb/t15712-2016執(zhí)行，其余元素為fe和其他不可避免的雜質元素。

綜上，冶煉結束最終鋼液的成分為：

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％，其余為fe和不可避免的雜質元素；

其中，ω為質量分數(shù)。

進一步地，為實現(xiàn)上述鋼液成分，具體冶煉方法為：

初煉爐：將原料加入初煉爐，在初煉爐內實現(xiàn)原料的熔化以及高效脫碳，在出鋼過程中加入鋁錠、硅鐵、釩鐵、錳鐵以及渣料進行合金化；

lf爐精練：在白渣造好之后檢測鋼液成分，根據(jù)檢測結果加入相應的合金保證爐渣成分中ω(cao+mgo)：45％～65％、ω(sio2)：20％～35％、ω(al2o3)：1％～15％；

真空冶煉：真空處理過程保持真空度67pa以下15分鐘以上；

lf爐二次精練：破真空后鋼包進入lf爐，利用電極保證鋼液溫度，在鋼包中先加入氮化錳鐵，后加入硫鐵，實現(xiàn)n、s元素的控制，軟吹保持20分鐘以上；

澆注：采用全封閉保護澆注。

進一步地，鍛后得到的所述室溫組織為鐵素體和珠光體，鐵素體包括晶界鐵素體和晶內鐵素體，晶內鐵素體占比在30％以上，晶界鐵素體斷續(xù)分布，晶內鐵素體為珠光體內部分布的晶內塊狀鐵素體。

本發(fā)明的有益技術效果：嚴格控制鋼中al、o、v、n、s等元素含量，在鋼液和凝固過程中獲得主要成分為al2o3-mno類的氧化物，通過該類型氧化物控制mns在鋼中大量細小均勻地分布；使得后續(xù)過程中，在先共析鐵素體形成溫度前得到大量的mns+v(c,n)粒子；奧氏體向鐵素體轉變開始后，鋼中均勻分布的mns+v(c,n)可以為晶內塊狀鐵素體的生成提供形核核心；室溫下，網(wǎng)狀鐵素體斷續(xù)分布，珠光體被大量晶內鐵素體分割細化，鋼的強韌性顯著提高。

附圖說明

圖1是實際生產(chǎn)中傳統(tǒng)材料放大200倍的金像組織形貌圖；

圖2是實例一制備材料放大200倍的金像組織形貌圖；

圖3a是實例二利用本發(fā)明制備材料中al2o3-mno類的氧化物形貌圖，3b是該al2o3-mno類氧化物的能譜圖；

圖4是實例二利用本發(fā)明制備材料放大200倍的金像組織形貌圖；

圖5a是實例三制備材料中cao-al2o3-sio2類的氧化物形貌圖，5b是該cao-al2o3-sio2類氧化物的能譜圖。

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

本發(fā)明在工業(yè)生產(chǎn)中進行了3爐工業(yè)化實驗，采用eaf-lf-vd-lf-cc工藝流程冶煉，具體步驟為：

第一步，60噸電爐熔煉

采用30噸鐵水+30噸廢鋼為主要原料，在出鋼過程中加入鋁錠、硅鐵、錳鐵以及渣料；

第二步，lf精煉

在白渣造好之后檢測鋼液成分，根據(jù)檢測結果在精煉過程中加入合金使c、si、v等元素符合成分要求；

調節(jié)精煉渣的成分處于權力要求范圍內，保證ω(cao+mgo)：45％～65％、ω(sio2)：20％～35％、ω(al2o3)：1％～15％，其余為feo、mno等不可避免的雜質；

第三步，真空冶煉

真空室壓力<67pa保持15分鐘以上；

第四步，lf精煉

加入氮化錳鐵保證mn、n元素符合要求，后加入硫鐵保證s元素符合要求，通過電極加熱保證合適的吊包溫度；

第五步，連鑄(cc)

中間包鋼水過熱度為10～35℃，連鑄采用全封閉澆注，拉速為0.4m/min，鑄坯尺寸為“410mm×530mm”。

澆注后需要鍛造：鍛前奧氏體化溫度>1200℃，根據(jù)零件大小確定保溫時間，保證v、n元素充分固溶到基體中；開鍛溫度>1150℃，終鍛溫度>950℃，保證在奧氏體向鐵素體轉變前有充足的應變能供v(c,n)粒子在mns上形核長大；鍛后空冷至室溫。

取本發(fā)明的連鑄坯進行化學成分分析，結果如表1所示：

表1工業(yè)生產(chǎn)條件下由本發(fā)明工藝生產(chǎn)的連鑄坯的化學成分含量

在實例一中，電爐出鋼過程中加入了足量的鋁錠用于深脫氧，因此鋼中的鋁含量較高、氧含量較低。鋼中的主要氧化物成分為al2o3。al2o3和mns的匹配性不好，因此得到的鍛后室溫組織晶內鐵素體比例不高，如圖2所示。

實施例2

本實施例與實施例1基本相同，不同之處在于各元素含量。本實施例元素含量如表2所示。

表2工業(yè)生產(chǎn)條件下由本發(fā)明工藝生產(chǎn)的連鑄坯的化學成分含量

在實例二中，電爐出鋼過程鋁錠加入量少，鋼中的鋁含量很低，氧含量相對于實例一中較高，鋼中的主要氧化物成分為al2o3-mno，而且基本上都被mns包裹，如圖3所示。最終得到的鍛后組織中晶內鐵素體比例顯著比實例一中要高，如圖4所示。

實施例3

本實施例與實施例1基本相同，不同之處在于各元素含量以及冶煉時渣中cao含量過高。本實施例元素含量如表3所示。

表3工業(yè)生產(chǎn)條件下由本發(fā)明工藝生產(chǎn)的連鑄坯的化學成分含量

在實例三中，lf精煉爐過程渣中cao含量過高，導致鋼中的ca含量為0.0009％，鋼中的主要氧化物成分為cao-al2o3-sio2，尺寸大、成球形，不利于mns異質形核，如圖5a和5b所示。