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、低溫促進晶內(nèi)鐵素體形成的組織細化作用。然而尺寸過大或嚴重聚集分布的MnS夾雜物不僅不能充分發(fā)揮上述效果,而且很可能會導(dǎo)致鋼材性能上嚴重的各向異性以及曲軸表面磁痕缺陷問題。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,并在實驗室研究了非調(diào)質(zhì)曲軸鋼中不同形貌MnS夾雜物的形成機理以及不同脫氧方法對MnS夾雜物形貌的影響規(guī)律。結(jié)合工廠試驗結(jié)果,提出了利用細小鎂鋁尖晶石氧化物改善MnS夾雜物形貌的控制機理。同時,對實際冶煉非調(diào)質(zhì)曲軸鋼進行系統(tǒng)取樣,分析了冶煉過程中各種夾雜物的演變行為,并對相關(guān)冶煉工藝進行了改進,最終取得了較為滿意的結(jié)果。全文的研究內(nèi)容和主要結(jié)論分為以下幾個方面:(1)通過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)細長條狀、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程中,MnS聚集處同時萌生大量微觀裂紋,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、長寬比較小的MnS夾雜物對軋材橫向塑性的影響較小。(3)在實驗室研究了 Si-Mn、Al、Al-Zr、Zr、Ti、稀土 Ce脫氧等不同脫氧制度對鋼中MnS形貌的影響規(guī)律,并對Zr脫氧進行了中試。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夾雜物錯配度低,對鋼中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。通過對比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)通過對比實際生產(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具有較低的二維錯配度,具有良好的形核能力,且尺寸小,數(shù)量多。(5)通過實際系統(tǒng)取樣,發(fā)現(xiàn)實際生產(chǎn)中A1脫氧非調(diào)質(zhì)鋼冶煉過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元素對冶煉過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)通過將電爐出鋼后的Al含量控制在0.015～0.020%,冶煉過程爐渣堿度控制在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，同時減少了調(diào)質(zhì)處理過程??以及矯直過程產(chǎn)生的廢品，金屬收得率相對于調(diào)質(zhì)處理有顯著提升；（３）工??序減少帶來成本降低，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廠房空間的需求，人員數(shù)目以及人工費用也因此相應(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?＼??時間?時間??圖２－１調(diào)質(zhì)鋼和非調(diào)質(zhì)鋼生產(chǎn)工藝流程對比ｍ??２．１．３發(fā)展與現(xiàn)狀??由于上世紀７０年代石油危機導(dǎo)致能源價格高漲，為降低能耗，德國蒂森??公司研制了世界上第一個非調(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，世界爭相發(fā)展非調(diào)質(zhì)鋼，德國形成了?Ｍｎ－Ｖ－Ｓ系??列，英國形成了?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??強化、Ｖ的碳氮化物沉淀強化來提高強度，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。另一部分通過相變強化，得??到室溫下為低碳貝氏體組織的非調(diào)質(zhì)鋼，我國國家標準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形成機理及控制工藝研究??圖２－２實際生產(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?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?德國進口??ＨＭ曲軸?Ｓ４５ＣＶ５?海馬汽車?興澄特鋼??ＫＤ曲軸?３８ＭｎＶＳ６?泰國豐田?日本進口??２．２非調(diào)質(zhì)曲軸鋼的常見問題??２．２．１強韌化??非調(diào)質(zhì)鋼在發(fā)展過程中一直存在“強度有余而韌性不足”的問題［１］，隨著??汽車輕量化的發(fā)展，進一步提高曲軸鋼的強度和韌性是目前主要的研究方向。??目前，提高鋼強度的方法主要有固溶強化、析出強化、位錯強化、細晶強化??和相變強化。除細晶強化外，其他方法對鋼的軔性都有一定的不利影響［８］。脆??化矢量是用來表征不同強化方式對鋼初性的影響程度［９］，其定義為：當鋼鐵??材料通過某一強化方式使其屈服強度提高１?ＭＰａ時，相應(yīng)的使其靭脆轉(zhuǎn)變溫??度升高ｍＸ’，則該強化方式的脆化矢量為例如，Ｃ元素固溶強化的脆化??矢量為１．５３，位錯強化的脆化矢量為０．４，微合金碳氮化物沉淀強化的脆化矢??量為０．２６。細晶強化是目前唯一一種提高屈服強度的同時還能提高鈿性的強??化方式，其脆化矢量為負值，為－０．６６。因此，目前同時提高非調(diào)質(zhì)曲軸鋼的??強靭化主要從細化組織方面著手。主要有以下三個途徑：（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

）］來表示。第二相粒子??半徑越孝體積分數(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數(shù)；??Ａ一一比例系數(shù)，Ｚｅｎｅｒ首先提出的比例系數(shù)為４／３，后被認為該數(shù)值??偏大，后根據(jù)理論計算，比例系數(shù)為２／３或４／９［９］。??然而，隨著加熱溫度的提高，第二相粒子會發(fā)生回溶，釘扎作用開始減??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??的水平。此外，從圖２－３可知，如果希望通過Ａ１Ｎ或Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）粒子控制奧氏??體晶粒，加熱溫度不要超過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，利用高熔點氧化物
【參考文獻】

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本文編號：2886428