發(fā)布時(shí)間：2020-11-16 16:17

　　 大規(guī)格曲軸用非調(diào)質(zhì)鋼中MnS夾雜物的控制是目前鋼鐵生產(chǎn)廠家和下游用戶普遍關(guān)注的問(wèn)題。尺寸合適、分布均勻的MnS夾雜物不僅有利于切削性能的改善,還能起到高溫釘扎、低溫促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體形成的組織細(xì)化作用。然而尺寸過(guò)大或嚴(yán)重聚集分布的MnS夾雜物不僅不能充分發(fā)揮上述效果,而且很可能會(huì)導(dǎo)致鋼材性能上嚴(yán)重的各向異性以及曲軸表面磁痕缺陷問(wèn)題。本文以西寧特鋼生產(chǎn)重型卡車曲軸用非調(diào)質(zhì)鋼為背景,研究了 MnS夾雜物對(duì)非調(diào)質(zhì)曲軸鋼軋材橫向力學(xué)性能和曲軸表面磁痕缺陷的影響規(guī)律,并在實(shí)驗(yàn)室研究了非調(diào)質(zhì)曲軸鋼中不同形貌MnS夾雜物的形成機(jī)理以及不同脫氧方法對(duì)MnS夾雜物形貌的影響規(guī)律。結(jié)合工廠試驗(yàn)結(jié)果,提出了利用細(xì)小鎂鋁尖晶石氧化物改善MnS夾雜物形貌的控制機(jī)理。同時(shí),對(duì)實(shí)際冶煉非調(diào)質(zhì)曲軸鋼進(jìn)行系統(tǒng)取樣,分析了冶煉過(guò)程中各種夾雜物的演變行為,并對(duì)相關(guān)冶煉工藝進(jìn)行了改進(jìn),最終取得了較為滿意的結(jié)果。全文的研究?jī)?nèi)容和主要結(jié)論分為以下幾個(gè)方面:(1)通過(guò)研究曲軸成品表面磁痕缺陷和MnS夾雜物特征之間的關(guān)系,發(fā)現(xiàn)大尺寸、聚集狀的MnS夾雜物可以導(dǎo)致曲軸表面出現(xiàn)磁痕缺陷,主要集中在部分連桿軸頸的內(nèi)側(cè)。出現(xiàn)的原因主要是某些連桿軸頸在鍛造過(guò)程中原軋材中心位置大尺寸MnS被擠壓、暴露到連桿軸頸表面。(2)通過(guò)研究非調(diào)質(zhì)鋼軋材力學(xué)性能和MnS夾雜物特征之間的關(guān)系,發(fā)現(xiàn)細(xì)長(zhǎng)條狀、聚集分布的MnS夾雜物可以明顯降低非調(diào)質(zhì)鋼橫向塑性,主要原因是試樣在拉伸過(guò)程中,MnS聚集處同時(shí)萌生大量微觀裂紋,形成應(yīng)力集中,導(dǎo)致鋼材提前斷裂,形成木質(zhì)狀斷口形貌。相比而言,較為分散的、長(zhǎng)寬比較小的MnS夾雜物對(duì)軋材橫向塑性的影響較小。(3)在實(shí)驗(yàn)室研究了 Si-Mn、Al、Al-Zr、Zr、Ti、稀土 Ce脫氧等不同脫氧制度對(duì)鋼中MnS形貌的影響規(guī)律,并對(duì)Zr脫氧進(jìn)行了中試。結(jié)果表明:Al脫氧形成的鎂鋁尖晶石氧化物尺寸小、數(shù)量多,且和MnS夾雜物錯(cuò)配度低,對(duì)鋼中MnS形貌的控制具有較好的效果。而Si-Mn、Al-Zr、Zr、Ti、稀土 Ce形核MnS效果不理想,鑄態(tài)下MnS聚集分布。通過(guò)對(duì)比Al-Zr復(fù)合脫氧和Zr脫氧后鋼中氧化物特征和MnS形貌,發(fā)現(xiàn)氧化物成分及數(shù)量是非調(diào)質(zhì)曲軸鋼中MnS夾雜物形貌變化的主要原因。(4)通過(guò)對(duì)比實(shí)際生產(chǎn)的A1脫氧非調(diào)質(zhì)鋼中MnS形貌和氧化物特征,發(fā)現(xiàn)鋼中高效的氧化物核心為細(xì)小的(1～3μm)鎂鋁尖晶石,主要原因是鎂鋁尖晶石和MnS具有較低的二維錯(cuò)配度,具有良好的形核能力,且尺寸小,數(shù)量多。(5)通過(guò)實(shí)際系統(tǒng)取樣,發(fā)現(xiàn)實(shí)際生產(chǎn)中A1脫氧非調(diào)質(zhì)鋼冶煉過(guò)程鋼液中的夾雜物演變行為為:電爐出鋼后的A1203→LF冶煉中期的Al2O3-MgO→VD 過(guò)程的 CaO-MgO-Al2O3→吊包前的 CaO-MgO-Al2O3 或 Al2O3-MgO。熱力學(xué)軟件分析結(jié)果表明,Ca元素對(duì)冶煉過(guò)程夾雜物成分影響較大,少量Ca元素使鋼液中的Al2O3或Al2O3-MgO向CaO-MgO-Al203或CaO-Al2O3轉(zhuǎn)化。(6)通過(guò)將電爐出鋼后的Al含量控制在0.015～0.020%,冶煉過(guò)程爐渣堿度控制在2.5～3.5之間,澆注前Ca含量控制在3ppm以下,軋材中MnS形貌得到了明顯改善,細(xì)小鎂鋁尖晶石比例從41.9%提高到65.2%,氧化物形核MnS的平均能力從3.1增加到5.6,軋材橫向斷面收縮率的一次合格率由58.8%提高到 84.5%。
【學(xué)位單位】：北京科技大學(xué)
【學(xué)位級(jí)別】：博士
【學(xué)位年份】：2020
【中圖分類】：TG142
【部分圖文】：

；?（２）金屬收得率??高，由于取消了調(diào)質(zhì)處理，零件的加工余量減少，同時(shí)減少了調(diào)質(zhì)處理過(guò)程??以及矯直過(guò)程產(chǎn)生的廢品，金屬收得率相對(duì)于調(diào)質(zhì)處理有顯著提升；（３）工??序減少帶來(lái)成本降低，相關(guān)工序的材料消耗（淬火介質(zhì)等）減少。取消了熱??處理工藝還減少了對(duì)廠房空間的需求，人員數(shù)目以及人工費(fèi)用也因此相應(yīng)減??少；（４）產(chǎn)品質(zhì)量提高，特別是大規(guī)格的鍛件，避免了調(diào)質(zhì)處理導(dǎo)致的橫截??面性能不均勻的現(xiàn)象。??調(diào)質(zhì)工程?非調(diào)質(zhì)工程??成型??１／?＼ｒ＼Ｒ?Ｉ?＼??時(shí)間?時(shí)間??圖２－１調(diào)質(zhì)鋼和非調(diào)質(zhì)鋼生產(chǎn)工藝流程對(duì)比ｍ??２．１．３發(fā)展與現(xiàn)狀??由于上世紀(jì)７０年代石油危機(jī)導(dǎo)致能源價(jià)格高漲，為降低能耗，德國(guó)蒂森??公司研制了世界上第一個(gè)非調(diào)質(zhì)鋼種４９ＭｎＶＳ３，替代原有的調(diào)質(zhì)鋼ＣＫ４５鋼??生產(chǎn)汽車曲軸。從此之后，世界爭(zhēng)相發(fā)展非調(diào)質(zhì)鋼，德國(guó)形成了?Ｍｎ－Ｖ－Ｓ系??列，英國(guó)形成了?Ｖａｎａｒｄ系列，瑞典主要是Ｖ－２９０３和Ｖ－２９０４系列⑴。??到目前為止，非調(diào)質(zhì)鋼的發(fā)展主要經(jīng)歷了?３個(gè)階段。第一階段是以??４９ＭｎＶＳ３為典型代表，室溫組織為鐵素體和珠光體，主要利用Ｃ元素的固溶??強(qiáng)化、Ｖ的碳氮化物沉淀強(qiáng)化來(lái)提高強(qiáng)度，但是鋼的初性較差，該階段發(fā)展??的非調(diào)質(zhì)鋼被稱之為第一代非調(diào)質(zhì)鋼。??第二代非調(diào)質(zhì)鋼大概在１９８４年左右發(fā)展形成，一部分通過(guò)降Ｃ、提Ｓｉ、??提Ｍｎ以及微Ｔｉ處理等措施，提高非調(diào)質(zhì)鋼的初性，但基體仍為鐵素體－珠光??體組織，以３８ＭｎＶＳ６和２７ＭｎＶＳ６為典型代表。另一部分通過(guò)相變強(qiáng)化，得??到室溫下為低碳貝氏體組織的非調(diào)質(zhì)鋼，我國(guó)國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)ＧＢ／Ｔ?１５７１２－２０１６中??規(guī)定的Ｆ１２Ｍｎ２Ｖ

大規(guī)格曲軸用非調(diào)質(zhì)鋼中ＭｎＳ形成機(jī)理及控制工藝研究??圖２－２實(shí)際生產(chǎn)的曲軸??表２－６某鍛造廠生產(chǎn)的曲軸產(chǎn)品ｍ??產(chǎn)品名稱?材料牌號(hào)?供應(yīng)的鋼廠￣??４ＪＢ１曲軸?４９ＭｎＶＳ３?江鈴汽車?寶鋼特殊鋼??ＡＺ曲軸?３８ＭｎＶＳ６?廣汽豐田?大冶特殊鋼??２Ｖ曲軸?ＮＱＴ９０（３８ＭｎＶＳ６）?上海大眾?寶鋼特殊鋼??ＥＡ８８８曲軸?ＴＬ１４３８?（３８ＭｎＶＳ６）?大連大眾?德國(guó)進(jìn)口??ＨＭ曲軸?Ｓ４５ＣＶ５?海馬汽車?興澄特鋼??ＫＤ曲軸?３８ＭｎＶＳ６?泰國(guó)豐田?日本進(jìn)口??２．２非調(diào)質(zhì)曲軸鋼的常見(jiàn)問(wèn)題??２．２．１強(qiáng)韌化??非調(diào)質(zhì)鋼在發(fā)展過(guò)程中一直存在“強(qiáng)度有余而韌性不足”的問(wèn)題［１］，隨著??汽車輕量化的發(fā)展，進(jìn)一步提高曲軸鋼的強(qiáng)度和韌性是目前主要的研究方向。??目前，提高鋼強(qiáng)度的方法主要有固溶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化??和相變強(qiáng)化。除細(xì)晶強(qiáng)化外，其他方法對(duì)鋼的軔性都有一定的不利影響［８］。脆??化矢量是用來(lái)表征不同強(qiáng)化方式對(duì)鋼初性的影響程度［９］，其定義為：當(dāng)鋼鐵??材料通過(guò)某一強(qiáng)化方式使其屈服強(qiáng)度提高１?ＭＰａ時(shí)，相應(yīng)的使其靭脆轉(zhuǎn)變溫??度升高ｍＸ’，則該強(qiáng)化方式的脆化矢量為例如，Ｃ元素固溶強(qiáng)化的脆化??矢量為１．５３，位錯(cuò)強(qiáng)化的脆化矢量為０．４，微合金碳氮化物沉淀強(qiáng)化的脆化矢??量為０．２６。細(xì)晶強(qiáng)化是目前唯一一種提高屈服強(qiáng)度的同時(shí)還能提高鈿性的強(qiáng)??化方式，其脆化矢量為負(fù)值，為－０．６６。因此，目前同時(shí)提高非調(diào)質(zhì)曲軸鋼的??強(qiáng)靭化主要從細(xì)化組織方面著手。主要有以下三個(gè)途徑：（１）利用Ｔｉ、Ｎｂ元??素微合金化形成碳氮化物粒子釘扎奧氏體晶粒，（２）熱

）］來(lái)表示。第二相粒子??半徑越孝體積分?jǐn)?shù)越大，釘扎效果越好。如果第二相粒子和鋼基體存在一??定的共格或者半共格關(guān)系，釘扎效果更好。??Ｄｅ＾Ａ－?（２－１）??ｅ?ｆ??式中?Ｄｅ?奧氏臨界晶粒尺寸，ｐｍ；??Ｄ一一第二相粒子尺寸，ｐｍ；??Ｆ一一第二相粒子的體積分?jǐn)?shù)；??Ａ一一比例系數(shù)，Ｚｅｎｅｒ首先提出的比例系數(shù)為４／３，后被認(rèn)為該數(shù)值??偏大，后根據(jù)理論計(jì)算，比例系數(shù)為２／３或４／９［９］。??然而，隨著加熱溫度的提高，第二相粒子會(huì)發(fā)生回溶，釘扎作用開(kāi)始減??弱。圖２－３所示是不同加熱溫度下，不同種類的第二相粒子和奧氏體晶粒尺??寸的相互關(guān)系［１１］。從圖中可知，如果加熱溫度超過(guò)了?１２００°Ｃ（熱鍛非調(diào)質(zhì)鋼），??只有ＴｉＮ和ＭｎＳ在此溫度下不發(fā)生回溶，能夠控制奧氏體晶粒度為５？７級(jí)??的水平。此外，從圖２－３可知，如果希望通過(guò)Ａ１Ｎ或Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）粒子控制奧氏??體晶粒，加熱溫度不要超過(guò)１１０ＣＴＣ。??１４?＾ＡＩＮ．ＶＮ??１２?（?Ｓｐｒｉｎｇ＾??Ｉ??ｃ?（?ｅｘｔｒａ－ｆｉｎｅ?ｓｔｅｅｌ?）??＾?８?＾＾＾ｃａｒｔｕｉｉｚｊｎｇ＾＾＾??５?ＡＩＮ?／?Ｈｏｔ?ｆｏｒｇｉｎｇ、??５?ｅ?ＮｂＣＮ?Ｘｊ＾ｃｒｏａｌｌｏｙｅｄ?ｓｔｅｅｒ??＾?４?ＴｉＮ．ＭｎＳ??２??１?＇???８００?１０００?１２００?１４００??Ｈｅａｔｉｎｇ?ｔａｍｐｅｒａｔｕｒｅ?（°Ｃ?）??圖２－３第二相粒子控制晶粒尺寸的臨界溫度丨１丨丨??碳氮化物在鋼中的回溶溫度較低，低溫下可以很好地起到釘扎晶界的作??用，但是高溫下釘扎效果不明顯。近年來(lái)，利用高熔點(diǎn)氧化物
【參考文獻(xiàn)】

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2 董正強(qiáng);蔣波;張朝磊;周樂(lè)育;劉雅政;;曲軸用非調(diào)質(zhì)鋼C38N2軋制過(guò)程中MnS夾雜演變規(guī)律[J];材料熱處理學(xué)報(bào);2015年08期

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