超低氧特殊钢广泛用于制造业，如作为汽车发动机阀门弹簧与减震弹簧、汽车轴与连杆、列车车轮与车轴等。这些部件在服役时经受交变应力作用，要求具有良好的抗疲劳性能。除了要求抗疲劳性能外，汽车轴与连杆等非调质类超低氧钢还要求一定的切削性能，通常加入较高的硫含量。

　　非金属夹杂物与钢基体在变形性能、热膨胀、硬度等性质方面有很大不同，在钢基体与夹杂物界面处易形成疲劳起裂。研究表明，尺寸细小、球形、低熔点(可一定程度变形)的夹杂物可有效延长钢的疲劳寿命。笔者在实验室对超低氧超低硫系列特殊钢、超低氧较高硫含量系列特殊钢中夹杂物控制规律与控制策略进行了系统探索。

　　特殊钢夹杂物的控制策略

　　了提高抗疲劳性能，目前特殊钢中夹杂物主要有两种控制策略。

　　第一种策略即夹杂物塑性化：将夹杂物控制在CaO-Al2O3-SiO2系中假硅灰石、钙斜长石和鳞石英所围成的低熔点塑性区，以及SiO2-MnO-Al2O3系中锰铝榴石低熔点塑性区。该工艺要求采用Si-Mn脱氧与低碱度低Al2O3含量炉渣进行长时间精炼，并将钢中[Al]控制在极低水平(<5ppm)，技术难度大且生产成本高，目前仅用于汽车发动机阀门弹簧钢与轮胎子午线等少数高品质特殊钢。

　　第二种策略是超低氧冶炼：采用Al强脱氧与较高碱度炉渣(CaO/SiO2:3~5，Al2O3:20%~30%)精炼来大幅度减少夹杂物数量。但是，该工艺条件下绝大多数夹杂物熔点很高，尤其是很难避免大尺寸的高熔点夹杂物。ASTM E 45-2005标准将此类球状不变形归类为D类夹杂物;当其尺寸大于13μm时，国标GB/T10561-2005中称之为DS类夹杂物。日本生产轴承钢最著名的山阳特殊钢早在2007年时就报道，轴承钢T[O]降至5ppm时，仍然很难避免生成大尺寸高熔点钙镁铝硅酸盐夹杂物。因此，如何在实现超低氧含量的同时得到低熔点夹杂物，是超低氧特殊钢夹杂物控制技术中的难题。

　　另外，高熔点夹杂物除了对特殊钢疲劳性能危害很大，还容易诱发连铸水口结瘤。众所周知，钙处理可以有效减轻或避免水口结瘤的产生。但是，对于要求一定硫含量以保证切削性能的特殊钢如汽车轴用非调质钢，采用钙处理易生成高熔点CaS夹杂物，同样会造成水口结瘤。因而在实际生产中通常采用控Al脱氧、提高中间包钢液的温度等方法来减轻此类特殊钢连铸时的水口结瘤;在精炼后期采用较低碱度的炉渣进行精炼，以减少高熔点钙铝酸盐夹杂物(D类夹杂物)，也便于进行增硫操作。

　　探索夹杂物特征的研究方法

　　超低氧低硫钢中低熔点钙镁铝酸盐类夹杂物控制。通过真空感应炉冶炼得到成分合格的母铁，随后通过Si-Mo电阻炉进行钢液—炉渣反应实验：将100g钢样、50g渣样放入MgO坩埚，将MgO坩埚置于刚玉反应管的恒温区内并加热至1873K。实验时，刚玉反应管全程通入氩气(1.5NL/min)进行保护。在钢液—炉渣反应一定时间后，将坩埚取出后水淬冷却，得到钢样与炉渣样。实验中，钢液—炉渣反应时间为90min。同时，为了研究反应时间对夹杂物生成的影响，部分炉次反应时间分别为30min、60min、90min、180min。实验所用炉渣料是化学分析纯CaO、SiO2、Al2O3经过预脱水处理后进行配制而得到的。夹杂物采用扫描电镜-能谱仪(SEM-EDS，日本JEOL公司产)进行分析，得到其尺寸、数量、成分等特征。

　　超低氧较高硫含量钢中MnS+氧化物型复合夹杂物控制。采用10kg真空感应炉(ZG-0.01型)进行实验：第一步，将工业纯铁(Fe：99.8%)装入镁砂坩埚中，在空气气氛下熔清;第二步，开启真空泵对真空室抽真空、充入高纯Ar，如此反复3次达到所需的真空度(<50Pa);第三步，向钢液加入铝粒进行脱氧后，加入石墨(99%)、电解锰(99.3%)、多晶硅(99.5%)进行合金化，加入FeS(75%)增硫，冶炼一段时间后，出钢前在真空条件下采用自制取样器进行取样(水淬水冷);第四步，将钢液注入真空室内钢锭模中冷却。实验中所用炉渣碱度为3~5，并变化钢中[Al]、[S]含量以考察其对钢中夹杂物生成的影响，共进行了6炉次实验。

　　随后，研究人员将所得钢样与炉渣试样进行化学成分分析，对钢样进行金相制样后采用SEM-EDS(日本JEOL公司产)与ASPEX eXplorer自动扫描电镜(原美国ASPEX公司产，现为FEI公司)对夹杂物进行随机分析，得到夹杂物的成分、尺寸、数量等特征。

　　超低氧低硫特殊钢中夹杂物特征

　　实验结果显示，钢液—炉渣反应90min后，钢中全部为球形的CaO-MgO-Al2O3系复合夹杂物，其尺寸主要在5μm以下。

　　夹杂物元素分布面扫描结果表明复合夹杂物可分为两类。第一类夹杂物元素面分布特征为：Al均匀地分布、Mg集中于中心、Ca分布于表层且Mg、Ca空间位置呈互补关系，即MgO-Al2O3作为夹杂物核心而外围包裹CaO-Al2O3。第二类夹杂物元素面分布特征为：夹杂物中心Mg含量很高，夹杂物外围Ca、Al含量很高，Mg含量高的区域与Ca、Al含量高的区域呈互补关系，Ca、Al含量高的区域互相重叠，即高MgO为夹杂物核心而外围包裹CaO-Al2O3。夹杂物成分分布特征显示，夹杂物主要集中于低熔点区域及其周边邻近区域，少量分布着高MgO含量的夹杂物。

　　钢中CaO-MgO-Al2O3系复合夹杂物之所以具有如上所述特征，是因为钢液—炉渣反应在不同时间条件下，钢中夹杂物经历了复杂的转变过程。钢液—炉渣反应30min后，钢中夹杂物主要是Al2O3-MgO与MgO，其形貌为棱角分明的多边形。随着钢液—炉渣反应时间的增加，夹杂物外形逐渐转变为球形，成分则逐渐转变为CaO-MgO-Al2O3系。随着反应时间的增加，夹杂物平均成分逐渐往低熔点区域移动。随着反应时间从30min增加到180min，夹杂物中的CaO含量由15%增加到30%，MgO含量由30%减少至20%。

　　其关键在于：随着钢液与炉渣反应时间的增加，炉渣中CaO被还原导致Ca进入钢液，钢液与夹杂物发生进一步的反应，使钢中高熔点夹杂物转变为较低熔点的钙镁铝酸盐类夹杂物。由于此类夹杂物以较低熔点CaO-Al2O3包裹较硬的MgO-Al2O3类核心或高MgO含量的核心，其具有一定变形能力，能够有效延长钢的疲劳寿命。

　　超低氧较高硫含量特殊钢中夹杂物特征

　　研究人员采用ASPEX eXplorer 自动扫描电镜对夹杂物进行了大面积分析，每个试样分析约50mm2的区域，该区域内1μm以上的夹杂物都能够被检测到。结果表明，钢中大部分夹杂物尺寸在10μm以下，少数夹杂物尺寸大于15μm 但全部小于30μm。对中[Al]、中[S]含量和高[Al]、高[S]含量条件下钢中夹杂物的类型特征的统计分析显示，钢中绝大多数夹杂物为MnS，其数量比例为88.8%~95.4%，其余主要为MnS+Al2O3、MnS+MgO-Al2O3。

　　夹杂物元素分布面扫描结果表明，在中[Al]、中[S]含量和高[Al]、高[S]含量条件下，钢中MnS+Al2O3类复合夹杂物以尺寸极为细小的Al2O3为核心、外表包裹MnS而形成。众所周知，MnS夹杂物具有良好的塑性变形能力，在热轧温度下能够与钢基体一起发生变形而不容易引起应力集中。因此，MnS包裹Al2O3与MgO-Al2O3所形成的复合夹杂物属于“软”包“硬”型夹杂物，具有很好的变形性能，有利于提高钢的抗疲劳性能。

　　由于MnS是在凝固过程中温度较低时生成的，此类包裹型复合夹杂物应该是MnS以Al2O3与MgO-Al2O3夹杂物为异质形核核心而生成的。根据异质形核理论，Al2O3与MgO-Al2O3夹杂物的尺寸是影响MnS能否以其作为形核核心的关键性因素。另外，MnS包裹层的厚度对此类复合夹杂物的变形性能也将产生重要影响。因此根据MnS包裹氧化物核心的状态，将其区分为完全包裹、部分包裹和未包裹状态。

　　总之，对于低硫系列的超低氧钢，在Al脱氧与高碱度高Al2O3炉渣精炼的条件下，通过促进钢液与炉渣之间的反应而间接促进夹杂物的低熔点化转变，从而在实现超低氧含量的同时，在钢中生成尺寸细小、球形、较低熔点的钙镁铝酸盐类夹杂物。对于较高硫含量的超低氧特殊钢，则探索在Al脱氧与较高炉渣精炼的条件下，在实现超低氧含量的同时，通过抑制钢液与炉渣之间的反应，有效抑制钙铝酸盐类夹杂物的生成，从而减少D类夹杂物的来源。钢中绝大多数夹杂物为凝固过程生成的MnS，并利用变形性能良好的MnS包裹脱氧与精炼过程中生成的高熔点Al2O3与Al2O3-MgO，从而形成“软”包“硬”型复合夹杂物，有效改善钢的抗疲劳性能与切削性能。

　　(来源：炼钢)