超低氧特殊鋼廣泛用于制造業(yè)，如作為汽車發(fā)動機閥門彈簧與減震彈簧、汽車軸與連桿、列車車輪與車軸等。這些部件在服役時經(jīng)受交變應力作用，要求具有良好的抗疲勞性能。除了要求抗疲勞性能外，汽車軸與連桿等非調質類超低氧鋼還要求一定的切削性能，通常加入較高的硫含量。
非金屬夾雜物與鋼基體在變形性能、熱膨脹、硬度等性質方面有很大不同，在鋼基體與夾雜物界面處易形成疲勞起裂。研究表明，尺寸細小、球形、低熔點（可一定程度變形）的夾雜物可有效延長鋼的疲勞壽命。在實驗室對超低氧超低硫系列特殊鋼、超低氧較高硫含量系列特殊鋼中夾雜物控制規(guī)律與控制策略進行了系統(tǒng)探索。
特殊鋼夾雜物的控制策略
為了提高抗疲勞性能，目前特殊鋼中夾雜物主要有兩種控制策略。
第一種策略即夾雜物塑性化：將夾雜物控制在CaO-Al2O3-SiO2系中假硅灰石、鈣斜長石和鱗石英所圍成的低熔點塑性區(qū)，以及SiO2-MnO-Al2O3系中錳鋁榴石低熔點塑性區(qū)。該工藝要求采用Si-Mn脫氧與低堿度低Al2O3含量爐渣進行長時間精煉，并將鋼中[Al]控制在極低水平（<5ppm），技術難度大且生產(chǎn)成本高，目前僅用于汽車發(fā)動機閥門彈簧鋼與輪胎子午線等少數(shù)高品質特殊鋼。
第二種策略是超低氧冶煉：采用Al強脫氧與較高堿度爐渣（CaO/SiO2:3~5，Al2O3:20%~30%）精煉來大幅度減少夾雜物數(shù)量。但是，該工藝條件下絕大多數(shù)夾雜物熔點很高，尤其是很難避免大尺寸的高熔點夾雜物。ASTME45-2005標準將此類球狀不變形歸類為D類夾雜物；當其尺寸大于13μm時，國標GB/T10561-2005中稱之為DS類夾雜物。日本生產(chǎn)軸承鋼最著名的山陽特殊鋼早在2007年時就報道，軸承鋼T[O]降至5ppm時，仍然很難避免生成大尺寸高熔點鈣鎂鋁硅酸鹽夾雜物。因此，如何在實現(xiàn)超低氧含量的同時得到低熔點夾雜物，是超低氧特殊鋼夾雜物控制技術中的難題。
另外，高熔點夾雜物除了對特殊鋼疲勞性能危害很大，還容易誘發(fā)連鑄水口結瘤。眾所周知，鈣處理可以有效減輕或避免水口結瘤的產(chǎn)生。但是，對于要求一定硫含量以保證切削性能的特殊鋼如汽車軸用非調質鋼，采用鈣處理易生成高熔點CaS夾雜物，同樣會造成水口結瘤。因而在實際生產(chǎn)中通常采用控Al脫氧、提高中間包鋼液的溫度等方法來減輕此類特殊鋼連鑄時的水口結瘤；在精煉后期采用較低堿度的爐渣進行精煉，以減少高熔點鈣鋁酸鹽夾雜物（D類夾雜物），也便于進行增硫操作。
探索夾雜物特征的研究方法
超低氧低硫鋼中低熔點鈣鎂鋁酸鹽類夾雜物控制。通過真空感應爐冶煉得到成分合格的母鐵，隨后通過Si-Mo電阻爐進行鋼液—爐渣反應實驗：將100g鋼樣、50g渣樣放入MgO坩堝，將MgO坩堝置于剛玉反應管的恒溫區(qū)內并加熱至1873K。實驗時，剛玉反應管全程通入氬氣（1.5NL/min）進行保護。在鋼液—爐渣反應一定時間后，將坩堝取出后水淬冷卻，得到鋼樣與爐渣樣。實驗中，鋼液—爐渣反應時間為90min。同時，為了研究反應時間對夾雜物生成的影響，部分爐次反應時間分別為30min、60min、90min、180min。實驗所用爐渣料是化學分析純CaO、SiO2、Al2O3經(jīng)過預脫水處理后進行配制而得到的。夾雜物采用掃描電鏡-能譜儀（SEM-EDS，日本JEOL公司產(chǎn)）進行分析，得到其尺寸、數(shù)量、成分等特征。
超低氧較高硫含量鋼中MnS+氧化物型復合夾雜物控制。采用10kg真空感應爐（ZG-0.01型）進行實驗：第一步，將工業(yè)純鐵（Fe：99.8%）裝入鎂砂坩堝中，在空氣氣氛下熔清；第二步，開啟真空泵對真空室抽真空、充入高純Ar，如此反復3次達到所需的真空度（<50Pa）；第三步，向鋼液加入鋁粒進行脫氧后，加入石墨（99%）、電解錳（99.3%）、多晶硅（99.5%）進行合金化，加入FeS（75%）增硫，冶煉一段時間后，出鋼前在真空條件下采用自制取樣器進行取樣（水淬水冷）；第四步，將鋼液注入真空室內鋼錠模中冷卻。實驗中所用爐渣堿度為3~5，并變化鋼中[Al]、[S]含量以考察其對鋼中夾雜物生成的影響，共進行了6爐次實驗。
隨后，研究人員將所得鋼樣與爐渣試樣進行化學成分分析，對鋼樣進行金相制樣后采用SEM-EDS（日本JEOL公司產(chǎn)）與ASPEX eXplorer自動掃描電鏡（原美國ASPEX公司產(chǎn)，現(xiàn)為FEI公司）對夾雜物進行隨機分析，得到夾雜物的成分、尺寸、數(shù)量等特征。
超低氧低硫特殊鋼中夾雜物特征
實驗結果顯示，鋼液—爐渣反應90min后，鋼中全部為球形的CaO-MgO-Al2O3系復合夾雜物，其尺寸主要在5μm以下。
夾雜物元素分布面掃描結果表明復合夾雜物可分為兩類。第一類夾雜物元素面分布特征為：Al均勻地分布、Mg集中于中心、Ca分布于表層且Mg、Ca空間位置呈互補關系，即MgO-Al2O3作為夾雜物核心而外圍包裹CaO-Al2O3。第二類夾雜物元素面分布特征為：夾雜物中心Mg含量很高，夾雜物外圍Ca、Al含量很高，Mg含量高的區(qū)域與Ca、Al含量高的區(qū)域呈互補關系，Ca、Al含量高的區(qū)域互相重疊，即高MgO為夾雜物核心而外圍包裹CaO-Al2O3。夾雜物成分分布特征顯示，夾雜物主要集中于低熔點區(qū)域及其周邊鄰近區(qū)域，少量分布著高MgO含量的夾雜物。
鋼中CaO-MgO-Al2O3系復合夾雜物之所以具有如上所述特征，是因為鋼液—爐渣反應在不同時間條件下，鋼中夾雜物經(jīng)歷了復雜的轉變過程。鋼液—爐渣反應30min后，鋼中夾雜物主要是Al2O3-MgO與MgO，其形貌為棱角分明的多邊形。隨著鋼液—爐渣反應時間的增加，夾雜物外形逐漸轉變?yōu)榍蛐?，成分則逐漸轉變?yōu)镃aO-MgO-Al2O3系。隨著反應時間的增加，夾雜物平均成分逐漸往低熔點區(qū)域移動。隨著反應時間從30min增加到180min，夾雜物中的CaO含量由15%增加到30%，MgO含量由30%減少至20%。
其關鍵在于：隨著鋼液與爐渣反應時間的增加，爐渣中CaO被還原導致Ca進入鋼液，鋼液與夾雜物發(fā)生進一步的反應，使鋼中高熔點夾雜物轉變?yōu)檩^低熔點的鈣鎂鋁酸鹽類夾雜物。由于此類夾雜物以較低熔點CaO-Al2O3包裹較硬的MgO-Al2O3類核心或高MgO含量的核心，其具有一定變形能力，能夠有效延長鋼的疲勞壽命。
超低氧較高硫含量特殊鋼中夾雜物特征
研究人員采用ASPEX eXplorer自動掃描電鏡對夾雜物進行了大面積分析，每個試樣分析約50mm2的區(qū)域，該區(qū)域內1μm以上的夾雜物都能夠被檢測到。結果表明，鋼中大部分夾雜物尺寸在10μm以下，少數(shù)夾雜物尺寸大于15μm但全部小于30μm。對中[Al]、中[S]含量和高[Al]、高[S]含量條件下鋼中夾雜物的類型特征的統(tǒng)計分析顯示，鋼中絕大多數(shù)夾雜物為MnS，其數(shù)量比例為88.8%~95.4%，其余主要為MnS+Al2O3、MnS+MgO-Al2O3。
夾雜物元素分布面掃描結果表明，在中[Al]、中[S]含量和高[Al]、高[S]含量條件下，鋼中MnS+Al2O3類復合夾雜物以尺寸極為細小的Al2O3為核心、外表包裹MnS而形成。眾所周知，MnS夾雜物具有良好的塑性變形能力，在熱軋溫度下能夠與鋼基體一起發(fā)生變形而不容易引起應力集中。因此，MnS包裹Al2O3與MgO-Al2O3所形成的復合夾雜物屬于“軟”包“硬”型夾雜物，具有很好的變形性能，有利于提高鋼的抗疲勞性能。
由于MnS是在凝固過程中溫度較低時生成的，此類包裹型復合夾雜物應該是MnS以Al2O3與MgO-Al2O3夾雜物為異質形核核心而生成的。根據(jù)異質形核理論，Al2O3與MgO-Al2O3夾雜物的尺寸是影響MnS能否以其作為形核核心的關鍵性因素。另外，MnS包裹層的厚度對此類復合夾雜物的變形性能也將產(chǎn)生重要影響。因此根據(jù)MnS包裹氧化物核心的狀態(tài)，將其區(qū)分為完全包裹、部分包裹和未包裹狀態(tài)。
總之，對于低硫系列的超低氧鋼，在Al脫氧與高堿度高Al2O3爐渣精煉的條件下，通過促進鋼液與爐渣之間的反應而間接促進夾雜物的低熔點化轉變，從而在實現(xiàn)超低氧含量的同時，在鋼中生成尺寸細小、球形、較低熔點的鈣鎂鋁酸鹽類夾雜物。對于較高硫含量的超低氧特殊鋼，則探索在Al脫氧與較高爐渣精煉的條件下，在實現(xiàn)超低氧含量的同時，通過抑制鋼液與爐渣之間的反應，有效抑制鈣鋁酸鹽類夾雜物的生成，從而減少D類夾雜物的來源。鋼中絕大多數(shù)夾雜物為凝固過程生成的MnS，并利用變形性能良好的MnS包裹脫氧與精煉過程中生成的高熔點Al2O3與Al2O3-MgO，從而形成“軟”包“硬”型復合夾雜物，有效改善鋼的抗疲勞性能與切削性能。
