大规格曲轴用非调质钢中MnS形成机理及控制工艺研究
发布时间：2020-11-16 16:17
大规格曲轴用非调质钢中MnS夹杂物的控制是目前钢铁生产厂家和下游用户普遍关注的问题。尺寸合适、分布均匀的MnS夹杂物不仅有利于切削性能的改善,还能起到高温钉扎、低温促进晶内铁素体形成的组织细化作用。然而尺寸过大或严重聚集分布的MnS夹杂物不仅不能充分发挥上述效果,而且很可能会导致钢材性能上严重的各向异性以及曲轴表面磁痕缺陷问题。本文以西宁特钢生产重型卡车曲轴用非调质钢为背景,研究了 MnS夹杂物对非调质曲轴钢轧材横向力学性能和曲轴表面磁痕缺陷的影响规律,并在实验室研究了非调质曲轴钢中不同形貌MnS夹杂物的形成机理以及不同脱氧方法对MnS夹杂物形貌的影响规律。结合工厂试验结果,提出了利用细小镁铝尖晶石氧化物改善MnS夹杂物形貌的控制机理。同时,对实际冶炼非调质曲轴钢进行系统取样,分析了冶炼过程中各种夹杂物的演变行为,并对相关冶炼工艺进行了改进,最终取得了较为满意的结果。全文的研究内容和主要结论分为以下几个方面:(1)通过研究曲轴成品表面磁痕缺陷和MnS夹杂物特征之间的关系,发现大尺寸、聚集状的MnS夹杂物可以导致曲轴表面出现磁痕缺陷,主要集中在部分连杆轴颈的内侧。出现的原因主要是某些连杆轴颈在锻造过程中原轧材中心位置大尺寸MnS被挤压、暴露到连杆轴颈表面。(2)通过研究非调质钢轧材力学性能和MnS夹杂物特征之间的关系,发现细长条状、聚集分布的MnS夹杂物可以明显降低非调质钢横向塑性,主要原因是试样在拉伸过程中,MnS聚集处同时萌生大量微观裂纹,形成应力集中,导致钢材提前断裂,形成木质状断口形貌。相比而言,较为分散的、长宽比较小的MnS夹杂物对轧材横向塑性的影响较小。(3)在实验室研究了 Si-Mn、Al、Al-Zr、Zr、Ti、稀土 Ce脱氧等不同脱氧制度对钢中MnS形貌的影响规律,并对Zr脱氧进行了中试。结果表明:Al脱氧形成的镁铝尖晶石氧化物尺寸小、数量多,且和MnS夹杂物错配度低,对钢中MnS形貌的控制具有较好的效果。而Si-Mn、Al-Zr、Zr、Ti、稀土 Ce形核MnS效果不理想,铸态下MnS聚集分布。通过对比Al-Zr复合脱氧和Zr脱氧后钢中氧化物特征和MnS形貌,发现氧化物成分及数量是非调质曲轴钢中MnS夹杂物形貌变化的主要原因。(4)通过对比实际生产的A1脱氧非调质钢中MnS形貌和氧化物特征,发现钢中高效的氧化物核心为细小的(1～3μm)镁铝尖晶石,主要原因是镁铝尖晶石和MnS具有较低的二维错配度,具有良好的形核能力,且尺寸小,数量多。(5)通过实际系统取样,发现实际生产中A1脱氧非调质钢冶炼过程钢液中的夹杂物演变行为为:电炉出钢后的A1203→LF冶炼中期的Al2O3-MgO→VD 过程的 CaO-MgO-Al2O3→吊包前的 CaO-MgO-Al2O3 或 Al2O3-MgO。热力学软件分析结果表明,Ca元素对冶炼过程夹杂物成分影响较大,少量Ca元素使钢液中的Al2O3或Al2O3-MgO向CaO-MgO-Al203或CaO-Al2O3转化。(6)通过将电炉出钢后的Al含量控制在0.015～0.020%,冶炼过程炉渣碱度控制在2.5～3.5之间,浇注前Ca含量控制在3ppm以下,轧材中MnS形貌得到了明显改善,细小镁铝尖晶石比例从41.9%提高到65.2%,氧化物形核MnS的平均能力从3.1增加到5.6,轧材横向断面收缩率的一次合格率由58.8%提高到 84.5%。
【学位单位】：北京科技大学
【学位级别】：博士
【学位年份】：2020
【中图分类】：TG142
【部分图文】：
；?（２）金属收得率??高，由于取消了调质处理，零件的加工余量减少，同时减少了调质处理过程??以及矫直过程产生的废品，金属收得率相对于调质处理有显著提升；（３）工??序减少带来成本降低，相关工序的材料消耗（淬火介质等）减少。取消了热??处理工艺还减少了对厂房空间的需求，人员数目以及人工费用也因此相应减??少；（４）产品质量提高，特别是大规格的锻件，避免了调质处理导致的横截??面性能不均匀的现象。??调质工程?非调质工程??成型??１／?＼ｒ＼Ｒ?Ｉ?＼??时间?时间??图２－１调质钢和非调质钢生产工艺流程对比ｍ??２．１．３发展与现状??由于上世纪７０年代石油危机导致能源价格高涨，为降低能耗，德国蒂森??公司研制了世界上第一个非调质钢种４９ＭｎＶＳ３，替代原有的调质钢ＣＫ４５钢??生产汽车曲轴。从此之后，世界争相发展非调质钢，德国形成了?Ｍｎ－Ｖ－Ｓ系??列，英国形成了?Ｖａｎａｒｄ系列，瑞典主要是Ｖ－２９０３和Ｖ－２９０４系列⑴。??到目前为止，非调质钢的发展主要经历了?３个阶段。第一阶段是以??４９ＭｎＶＳ３为典型代表，室温组织为铁素体和珠光体，主要利用Ｃ元素的固溶??强化、Ｖ的碳氮化物沉淀强化来提高强度，但是钢的初性较差，该阶段发展??的非调质钢被称之为第一代非调质钢。??第二代非调质钢大概在１９８４年左右发展形成，一部分通过降Ｃ、提Ｓｉ、??提Ｍｎ以及微Ｔｉ处理等措施，提高非调质钢的初性，但基体仍为铁素体－珠光??体组织，以３８ＭｎＶＳ６和２７ＭｎＶＳ６为典型代表。另一部分通过相变强化，得??到室温下为低碳贝氏体组织的非调质钢，我国国家标准ＧＢ／Ｔ?１５７１２－２０１６中??规定的Ｆ１２Ｍｎ２Ｖ
大规格曲轴用非调质钢中ＭｎＳ形成机理及控制工艺研究??图２－２实际生产的曲轴??表２－６某锻造厂生产的曲轴产品ｍ??产品名称?材料牌号?供应的钢厂￣??４ＪＢ１曲轴?４９ＭｎＶＳ３?江铃汽车?宝钢特殊钢??ＡＺ曲轴?３８ＭｎＶＳ６?广汽丰田?大冶特殊钢??２Ｖ曲轴?ＮＱＴ９０（３８ＭｎＶＳ６）?上海大众?宝钢特殊钢??ＥＡ８８８曲轴?ＴＬ１４３８?（３８ＭｎＶＳ６）?大连大众?德国进口??ＨＭ曲轴?Ｓ４５ＣＶ５?海马汽车?兴澄特钢??ＫＤ曲轴?３８ＭｎＶＳ６?泰国丰田?日本进口??２．２非调质曲轴钢的常见问题??２．２．１强韧化??非调质钢在发展过程中一直存在“强度有余而韧性不足”的问题［１］，随着??汽车轻量化的发展，进一步提高曲轴钢的强度和韧性是目前主要的研究方向。??目前，提高钢强度的方法主要有固溶强化、析出强化、位错强化、细晶强化??和相变强化。除细晶强化外，其他方法对钢的軔性都有一定的不利影响［８］。脆??化矢量是用来表征不同强化方式对钢初性的影响程度［９］，其定义为：当钢铁??材料通过某一强化方式使其屈服强度提高１?ＭＰａ时，相应的使其靭脆转变温??度升高ｍＸ’，则该强化方式的脆化矢量为例如，Ｃ元素固溶强化的脆化??矢量为１．５３，位错强化的脆化矢量为０．４，微合金碳氮化物沉淀强化的脆化矢??量为０．２６。细晶强化是目前唯一一种提高屈服强度的同时还能提高钿性的强??化方式，其脆化矢量为负值，为－０．６６。因此，目前同时提高非调质曲轴钢的??强靭化主要从细化组织方面着手。主要有以下三个途径：（１）利用Ｔｉ、Ｎｂ元??素微合金化形成碳氮化物粒子钉扎奥氏体晶粒，（２）热
）］来表示。第二相粒子??半径越孝体积分数越大，钉扎效果越好。如果第二相粒子和钢基体存在一??定的共格或者半共格关系，钉扎效果更好。??Ｄｅ＾Ａ－?（２－１）??ｅ?ｆ??式中?Ｄｅ?奥氏临界晶粒尺寸，ｐｍ；??Ｄ一一第二相粒子尺寸，ｐｍ；??Ｆ一一第二相粒子的体积分数；??Ａ一一比例系数，Ｚｅｎｅｒ首先提出的比例系数为４／３，后被认为该数值??偏大，后根据理论计算，比例系数为２／３或４／９［９］。??然而，随着加热温度的提高，第二相粒子会发生回溶，钉扎作用开始减??弱。图２－３所示是不同加热温度下，不同种类的第二相粒子和奥氏体晶粒尺??寸的相互关系［１１］。从图中可知，如果加热温度超过了?１２００°Ｃ（热锻非调质钢），??只有ＴｉＮ和ＭｎＳ在此温度下不发生回溶，能够控制奥氏体晶粒度为５？７级??的水平。此外，从图２－３可知，如果希望通过Ａ１Ｎ或Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）粒子控制奥氏??体晶粒，加热温度不要超过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?）??图２－３第二相粒子控制晶粒尺寸的临界溫度丨１丨丨??碳氮化物在钢中的回溶温度较低，低温下可以很好地起到钉扎晶界的作??用，但是高温下钉扎效果不明显。近年来，利用高熔点氧化物
【参考文献】
本文编号：2886428
【学位单位】：北京科技大学
【学位级别】：博士
【学位年份】：2020
【中图分类】：TG142
【部分图文】：
；?（２）金属收得率??高，由于取消了调质处理，零件的加工余量减少，同时减少了调质处理过程??以及矫直过程产生的废品，金属收得率相对于调质处理有显著提升；（３）工??序减少带来成本降低，相关工序的材料消耗（淬火介质等）减少。取消了热??处理工艺还减少了对厂房空间的需求，人员数目以及人工费用也因此相应减??少；（４）产品质量提高，特别是大规格的锻件，避免了调质处理导致的横截??面性能不均匀的现象。??调质工程?非调质工程??成型??１／?＼ｒ＼Ｒ?Ｉ?＼??时间?时间??图２－１调质钢和非调质钢生产工艺流程对比ｍ??２．１．３发展与现状??由于上世纪７０年代石油危机导致能源价格高涨，为降低能耗，德国蒂森??公司研制了世界上第一个非调质钢种４９ＭｎＶＳ３，替代原有的调质钢ＣＫ４５钢??生产汽车曲轴。从此之后，世界争相发展非调质钢，德国形成了?Ｍｎ－Ｖ－Ｓ系??列，英国形成了?Ｖａｎａｒｄ系列，瑞典主要是Ｖ－２９０３和Ｖ－２９０４系列⑴。??到目前为止，非调质钢的发展主要经历了?３个阶段。第一阶段是以??４９ＭｎＶＳ３为典型代表，室温组织为铁素体和珠光体，主要利用Ｃ元素的固溶??强化、Ｖ的碳氮化物沉淀强化来提高强度，但是钢的初性较差，该阶段发展??的非调质钢被称之为第一代非调质钢。??第二代非调质钢大概在１９８４年左右发展形成，一部分通过降Ｃ、提Ｓｉ、??提Ｍｎ以及微Ｔｉ处理等措施，提高非调质钢的初性，但基体仍为铁素体－珠光??体组织，以３８ＭｎＶＳ６和２７ＭｎＶＳ６为典型代表。另一部分通过相变强化，得??到室温下为低碳贝氏体组织的非调质钢，我国国家标准ＧＢ／Ｔ?１５７１２－２０１６中??规定的Ｆ１２Ｍｎ２Ｖ
大规格曲轴用非调质钢中ＭｎＳ形成机理及控制工艺研究??图２－２实际生产的曲轴??表２－６某锻造厂生产的曲轴产品ｍ??产品名称?材料牌号?供应的钢厂￣??４ＪＢ１曲轴?４９ＭｎＶＳ３?江铃汽车?宝钢特殊钢??ＡＺ曲轴?３８ＭｎＶＳ６?广汽丰田?大冶特殊钢??２Ｖ曲轴?ＮＱＴ９０（３８ＭｎＶＳ６）?上海大众?宝钢特殊钢??ＥＡ８８８曲轴?ＴＬ１４３８?（３８ＭｎＶＳ６）?大连大众?德国进口??ＨＭ曲轴?Ｓ４５ＣＶ５?海马汽车?兴澄特钢??ＫＤ曲轴?３８ＭｎＶＳ６?泰国丰田?日本进口??２．２非调质曲轴钢的常见问题??２．２．１强韧化??非调质钢在发展过程中一直存在“强度有余而韧性不足”的问题［１］，随着??汽车轻量化的发展，进一步提高曲轴钢的强度和韧性是目前主要的研究方向。??目前，提高钢强度的方法主要有固溶强化、析出强化、位错强化、细晶强化??和相变强化。除细晶强化外，其他方法对钢的軔性都有一定的不利影响［８］。脆??化矢量是用来表征不同强化方式对钢初性的影响程度［９］，其定义为：当钢铁??材料通过某一强化方式使其屈服强度提高１?ＭＰａ时，相应的使其靭脆转变温??度升高ｍＸ’，则该强化方式的脆化矢量为例如，Ｃ元素固溶强化的脆化??矢量为１．５３，位错强化的脆化矢量为０．４，微合金碳氮化物沉淀强化的脆化矢??量为０．２６。细晶强化是目前唯一一种提高屈服强度的同时还能提高钿性的强??化方式，其脆化矢量为负值，为－０．６６。因此，目前同时提高非调质曲轴钢的??强靭化主要从细化组织方面着手。主要有以下三个途径：（１）利用Ｔｉ、Ｎｂ元??素微合金化形成碳氮化物粒子钉扎奥氏体晶粒，（２）热
）］来表示。第二相粒子??半径越孝体积分数越大，钉扎效果越好。如果第二相粒子和钢基体存在一??定的共格或者半共格关系，钉扎效果更好。??Ｄｅ＾Ａ－?（２－１）??ｅ?ｆ??式中?Ｄｅ?奥氏临界晶粒尺寸，ｐｍ；??Ｄ一一第二相粒子尺寸，ｐｍ；??Ｆ一一第二相粒子的体积分数；??Ａ一一比例系数，Ｚｅｎｅｒ首先提出的比例系数为４／３，后被认为该数值??偏大，后根据理论计算，比例系数为２／３或４／９［９］。??然而，随着加热温度的提高，第二相粒子会发生回溶，钉扎作用开始减??弱。图２－３所示是不同加热温度下，不同种类的第二相粒子和奥氏体晶粒尺??寸的相互关系［１１］。从图中可知，如果加热温度超过了?１２００°Ｃ（热锻非调质钢），??只有ＴｉＮ和ＭｎＳ在此温度下不发生回溶，能够控制奥氏体晶粒度为５？７级??的水平。此外，从图２－３可知，如果希望通过Ａ１Ｎ或Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）粒子控制奥氏??体晶粒，加热温度不要超过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?）??图２－３第二相粒子控制晶粒尺寸的临界溫度丨１丨丨??碳氮化物在钢中的回溶温度较低，低温下可以很好地起到钉扎晶界的作??用，但是高温下钉扎效果不明显。近年来，利用高熔点氧化物
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本文编号：2886428
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