r>[0028] (2)本发明设计筛选验证合适的多元素氮化合金中V/N比为0. 62~0. 88,理论上 的V/N应是3. 64 (即V与N完全形成VN化合物二者所需的质量分数比值），单一的氮化钒 或氮化钒铁的V/N比值分别为5. 13和4. 3,说明其N含量是不够的，同时因钢水的热力学条 件和动力学条件的影响，要求实际含N量要高于理论含N量，所以采取本发明的多元素氮化 合金能保证氮源的供给；
[0029] (3)本发明的多元素氮化合金，其成为分（质量分数）N :21~30%，V :9~28%， Si :29 ~45%，Ti :0 ~4· 0%，Μη :0· 05 ~6%，B :0 ~3. 5%，C :0· 12 ~I. 3%，P 彡 0· 10%， SS 0. 10%，余量为Fe和不可避免的杂质；具有以下优点：保持足够的N含量，使其V充分 地与N化合形成析出沉淀强化作用；另外没有选取Nb昂贵的金属元素，而是调整Si、Ti、Mn 元素的含量，达到相当的强化效果，使其多元素氮化合金的性价比最大化；
[0030] (4)本发明将多元素氮化合金破碎成0. 01~4. 5mm粉粒状并包覆成包芯线，可以 精准地将多元素氮化合金加入到合适的钢水深部使氮化合金在较短的时间内熔化，设计筛 选验证对钢性能强化效果影响因素变量最小的微合金化工艺，达到强化效果最充分、工艺 稳定性好、目标钢种命中率高等目的；
[0031] (5)本发明完全弃除现有技术在出钢过程中加入块状氮化合金的工艺，设计并创 造最佳的钢水精炼过程，以喂线的方式将多元素氮化合金精准加入到钢水深部，同时在喂 线前后从钢包底部通过透气元件吹入Ar-N混合气体，控制其混合比、流量，在钢水中形成 局部富氮区，使多元素氮化合金的功效得到进一步发挥，具有以下优越性：一是保证了精炼 钢水的温度、成分、氧含量等稳定在一个合适的范围内，二是多元素氮化合金可以在一个稳 定的、合适的热力学条件和动力学条件下与钢水熔合，本发明创新的钢水精炼工艺使得氮 化合金强化效果充分，工艺稳定性好，目标钢种命中率高；
[0032] (6)本发明的多元素氮化合金成分与HRB400钢种微合金化强化工艺的要求十分 匹配，即充分地保证了 N元素的供给又兼顾了各合金元素的正相关性，使其强化效果得到 充分发挥；
[0033] (7)本发明工艺稳定性得到突出的体现，钢水强化效果的稳定性得到突出的体现， 钢种目标性能的命中率极高，达到100% ;本发明使合金元素的利用率大幅度提高，工艺稳 定性和强化效果良好，使其综合使用成本与原工艺相比可以降低33%以上；
[0034] (8)本发明的钢水精炼工艺保证了精炼钢水温度、成分均匀稳定，钢中气体含量 (Ν、Η、0)控制精准，在完全达到微合金化要求时加入多元素氮化合金包芯线到钢水深部，创 造了最佳的钢水微合金化工艺所需要的热力学和动力学条件，避免了现有技术在出钢过程 中加入时诸多因素变量的影响。
【具体实施方式】
[0035] 下面结合具体实施例对本发明进一步进行描述。
[0036] 实施例1
[0037] (1)选择多元素氮化合金，其成分为（均以质量分数计，下同）：N:30%，V :9%， Si :41· 2%，Mn :4· 7%，Ti :2· 6%，B :3· 5%，C :0· 12%，P :0· 07%，S :0· 06%，余量为 Fe 和 微量杂质，破碎成〇. 01~4. 5mm小颗粒；以上分数为质量分数。
[0038] (2)选择光亮钢带，其成分为：C :0· 06%、Si 彡 0· 01%、Mn :0· 035%、P :0· 018%、 S :0. 021 %、Al :0. 06%，余量为Fe，厚度为0. 65mm ;以上分数为质量分数。
[0039] (3)将步骤⑴中的加工料和步骤⑵中的钢带用包芯线机组包覆成包 芯线。
[0040] (4)将步骤（3)中加工成型的多元素氮化合金包芯线用于转炉炼钢钢水精炼过程 中。
[0041] (5)选择公称容量180吨的转炉，冶炼钢种为HRB400,其精炼工艺为：(a)转炉 终点出钢（钢水温度控制在1680~1690°C ;钢水成分：C :0. 06~0. 10%，P彡0. 025%， S < 0. 025%，0< 0.012% ;在终点出钢过程中，用耐火材料制成的挡渣塞将钢水和渣子 分离，使其熔渣不要随钢水流入钢包中；用Ca-Al合金作为脱氧剂，钢中氧脱至60ppm以 下；用硅铁（75Si)、锰铁（65Mn)和硅锰合金（65Mnl7Si)进行钢水合金化，用石油焦增碳剂 (C彡98% )对钢水增碳）；(b)钢水精炼（钢水基本成分调整，使其C :0· 17~0· 24%、Si : 0· 35 ~0· 55%、Mn :1· 2 ~L 50%、P 彡 0· 035%、S 彡 0· 035%、Al 彡 0· 006%，钢水温度 调整使其温度控制在1580~1600°C，并对钢水实行脱气、除夹杂等钢水净化精炼工艺，使 其钢中（H、0)含量为：0 < 30ppm，H < 5ppm) ; (c)精炼钢水中喂入多元素氮化合金包芯线 (喂线量I. 6kg/ts (即L 6千克包芯线每吨钢），喂线速度260m/min) ; (d)精炼钢水实行 全过程吹氩，并在喂入多元素氮化合金包芯线前后吹入氩-氮混合气体（氩气的体积分数 为85% )，吹入时间：10min，流量控制在4M3/min (使其钢水温度和成分均匀化，并进行钢水 测温和成分微调：C :0· 20%、Si :0· 40%、Mn :1. 5%、V :0· 008%、Ti :0· 002%，B :0· 0012%、 Al :0· 006%、N :0· 016%、P :0· 035%、S :0· 018%，温度：1590°C ) ;(e)精炼钢水进入连铸工 段铸成铸还（200mmX260mm矩形还）；以上分数为质量分数。
[0042] (6)铸坯乳制
[0043] 炉温控制在1220~1270 °C，加热保温时间为3. Oh，采用控乳控冷工艺，开乳温度 1030~1070°C，二次乳制温度900~930°C，终乳温度810~830°C。本实施例的乳制工艺 主要体现在特定地加热温度和控乳控冷工艺条件，使其每次乳制变性后，奥氏体发生重复 再结晶而得到充分细化，多元素氮化合金非常弥散地、均匀地在奥氏体向铁素体转变的相 界面上析出和有效地阻碍奥氏体晶界的迀移，并有效阻止铁素体晶粒长大细化晶粒，从而 产生强烈的沉淀强化作用。同时改善了钢的韧塑性。
[0044] (7)乳制钢材（φ25圆钢）性能检测，屈服强度（Rel)为452Mpa，抗拉强度（Rm)为 648Mpa，伸长率（A)为 28. 1%。
[0045] 对本实施例冶炼的HRB400型钢种进行焊接性能测试，焊接后，再进行拉伸试验， 强度基本不变，试样拉伸断口均在远离焊接头的母材上为延性断口。原工艺情况是韧塑性 降低，其断口非完全延性断口，时效性能：自然时效1个月后Rel下降lOMpa，3个月后下降 12Mpa，趋势变平。Rm自然时效一周后下降2Mpa，l个月后下降7Mpa，其后基本不变。伸长 率自然时效后上升2.5%，时效后屈强比更趋合理。金相组织及夹杂物：金相组织为铁素体 +珠光体，其铁素体晶粒度级别达到11级，其夹杂物级别为〇. 5~I. 0级。本实施例的综合 使用成本比原工艺成本降低38%。
[0046] 本实施例中的多元素氮化合金采用下述方法制备得到：
[0047] (1)选择原材料，娃铁、钥^铁、金属猛、钛铁和硼铁并分别破碎成粒度< IOmm ;然 后磨粉，其细粉细度彡0.15mm ;选用的钒铁的各组分质量分数为V :75%，C :0.75 %，Si : 2. 5%，Al :3. 0%，P :0. 1%，S :0. 08%，余量为Fe和微量Ca、Mg等不可避免的杂质；硅铁 的各组分质量分数为Si :72%，Mn :0. 5%，Cr :0. 5%，P :0. 1%，S :0. 1%，余量为Fe和微量 (：、八1、0&、1%等不可避免的杂质；钛铁的各组分质量分数为11 :72%41:3.0%，31:1.0%， P :0. 04%，S :0. 03%，Mn :1. 5%，C彡0. 30%，余量为Fe ;金属锰的各组分质量分数为：Mn : 98. 3%，Fe :1. 1%，Si :0· 3%，C :0· 09%，P :0· 03%，S :0· 02%和微量 Ca、Mg 等不可避免 的杂质；硼铁的各组分质量分数为B : 19%，C :1. 2%，Si :5. 7%，Al :1. 3%，S :0. 06%，P : 0. 14%，余量为Fe ;以上分数为质量分数。
[0048] (2)将（1)加工得到的原料细粉进行配比，然后加2% (质量分数）结合剂充分 混匀并用强力压球机在压力大于IOOMpa的压力下压块；结合剂由聚硼硅氧烷27%、硼砂 21%、聚合树脂19%和羧甲基纤维素15%、丁基硬脂酸盐10%和聚乙烯醇8%