一种高纯净度奥氏体无磁护环钢的冶炼方法
【专利摘要】本发明公开了一种高纯净度奥氏体无磁护环钢的冶炼方法，采用电炉或转炉或中频炉初炼钢水+LF炉钢包精炼+VD或VOD真空冶炼+氮气或氩气保护浇铸的冶炼工艺，其中，初炼和精炼过程中：控制钢中P、S元素含量在0.020％以下；真空冶炼过程中：控制真空度在3?6KPa，保持真空时间20min以上；控制钢中H元素含量≤2ppm，O元素含量≤20ppm；真空冶炼后：加入氮含量在6％以上的氮化合金进行氮含量调整，控制钢水中氮含量为理论最大溶解度的80％以下。主要用于护环钢及高氮高锰钢的冶炼。
【专利说明】
一种高纯净度奥氏体无磁护环钢的冶炼方法
技术领域
[0001] 本发明属于冶金技术领域，具体涉及一种通过真空冶炼工艺路线生产高纯净度高 锰铬系高氮奥氏体无磁护环钢的冶炼方法。
【背景技术】
[0002] 护环是汽轮发电机组的重要部件之一，它被热装在转子上，它的作用是保护电机 转子两端的线圈在离心力的作用下不向外飞出，因此，护环除受线圈和自身的离心力作用 外，还受热装应力的作用，它是汽轮机组承受应力最高的部件。为了保证机组的安全运转， 要求护环要有足够高的强度、高的塑性指标、均匀的力学性能和最小的残余应力。护环是在 强磁场、潮湿的腐蚀介质中工作，工作温度在l〇〇°C以下，为减少端部线圈电流损失和防止 工作温度过高，护环一般采用无磁奥氏体钢进行制造。
[0003] 目前，国内外200MW以下的各火电站、核电站的发电机组所使用的护环锻件大多数 采用Mnl8Cr5和Mnl8Cr4WN系列钢进行制造，而200MW以上的护环锻件则基本采用Mnl8Crl8N 系列钢进行制造。为保证发电机组的安全使用，其复杂的受力要求及恶劣的工作环境对材 料的强度、塑性等力学性能，还是对其导磁性、金相等物理性能，都提出了很高的要求;且该 类护环一般均通过热锻成形一粗加工一冷扩成型等工序进行制作完成，对材料的内在纯净 度及夹杂物要求很高，近于要求材料内部纯净度达到"零缺陷"状态，否则在材料的各个成 型阶段都会导致材料报废，也会对后续护环使用带来危害极大的安全隐患。
[0004] Mnl8Cr5N及Mnl8Cr4WN是在Mnl8Cr5的基础上通过加钨、氮等元素后得到的性能更 优化的锰铬系无磁性奥氏体护环钢，钨使钢中碳化物沉淀较慢，能大幅提高钢的强度。而 Mnl8Crl8N系列是在低碳高锰高铬奥氏体不锈钢基础上通过添加更高氮含量(0.47%以上） 以及钼、钒等元素得到的更高综合性能的无磁护环钢，因 C含量较低，护环的晶间抗腐蚀能 力更强，使用寿命进一步提高，同时氮元素有固溶强化作用，能进一步扩大和稳定奥氏体， 钢中加入尚氣含量后不仅可以提尚钢的强度、初性、懦变抗力，同时也提尚了材料的耐腐蚀 性能。
[0005] 该类汽轮发电机Mnl8Cr5系及MnlSCrlSN系奥氏体无磁护环钢的典型钢种化学成 份要求如下（％):
[0006] (JB/T1268-2014)
[0010] (钢中的附1〇、(：11、￥、1^8、311、？13、313、8丨、11等残余元素提供分析数据供参考）
[0011] 从该类钢种的化学成份及材料的使用性能要求可以看出：
[0012] (1)该类钢种化学元素含量较高，Mn元素含量达18%以上，总合金元素含量达22~ 40%以上，属比较典型的高合金钢，冶炼过程中合金加入量大；
[0013] (2)除Mnl8Cr5外，其它钢种均加入了高达0.08%(80(^口111)以上的氮，謂1118018~ 更是加入了高达0.47% (4700ppm)以上的氮含量，而氮的大量加入将会对该钢种的冶炼控 制提出特殊要求；
[0014] (3)材料内部纯净度近于达到"零缺陷"的使用要求，对冶炼过程中的钢液纯净度 要求比一般特殊钢提出了更严格的控制要求:除保证合适的化学成份主元素控制外，对钢 中的有害残余元素要求尽可能低，同时对钢中的气体应进行严格控制，如H含量高将在材料 的成型和后续的使用过程中产生内部的氢致开裂及氢脆等现象，同时还会严重影响护环后 续使用环境中的抗蚀能力，严重影响其使用寿命;对钢中的夹杂物的特殊要求也对钢中全 氧含量提出了更高要求。
[0015] 该类钢种的冶炼工艺方法以前一般采用电炉或中频炉单独冶炼调整成份合格后 出钢，随着炉外精炼技术的发展，引入了通过电炉或中频炉或转炉提供初炼钢水后再进行 LF炉外钢包精炼的冶炼工艺。但上述两种冶炼工艺虽都可以冶炼出化学成份合格的钢种， 但在材料的内部纯净度控制方面如气体含量及夹杂物含量控制等方面均存在有不稳定及 达不到更高内部纯净度的钢液要求。
[0016] 虽然真空冶炼技术已广泛使用于各种特殊钢的冶炼，但因本类钢种Mn含量较高， 在真空冶炼过程中Mn将产生比较突出的蒸发和汽化现象，不但影响Mn元素的收得率及成份 控制波动，同时也会因真空下Mn的大量蒸发和汽化导致的钢水严重沸腾而发生比较严重的 设备和安全事故;另外，因本类钢种中除Mnl8Cr5外均要求加入含量较高的氮，而真空冶炼 将大量去除钢中的氮含量，对氮含量控制不利。
[0017]目前高氮钢的冶炼一般通过以下方法实现：
[0018] (1)冶炼过程中对钢水进行喷吹他气处理；
[0019] (2)通过添加固体含氮合金到钢液中，如含氮的MnFe及CrFe、VFe，以及氮化物 Si3N4或氰化物Ca(CN)2等，以达到氮合金化的目的；
[0020] (3)在不同的冶炼过程通过加压冶炼的方式实现，其主要是通过犯加压提高系统 环境中氮的分压，达到提高钢液中氮的溶解度而实现。
[0021] 虽然氮加入钢中能有诸多有益之处，但由于氮在钢中的极限固溶度影响，限制了 其在常规冶炼工艺下的加入要求；同时随着氮含量的增加，氮化物会在晶界上析出而引起 晶界脆化，严重影响材料的高温塑性，锻造时锻坯表面出现较多且深的开裂，缺陷较多，锻 造性能明显变差，致使高氮钢的研究在很多方面目前还处于研究阶段。
【发明内容】
[0022] 本发明目的是提供一种高纯净度奥氏体无磁护环钢的冶炼方法。
[0023]本发明的技术方案为:一种高纯净度奥氏体无磁护环钢的冶炼方法，采用电炉或 转炉或中频炉初炼+LF炉钢包精炼+VD或VOD真空冶炼+氮气或氩气保护浇铸的冶炼工艺， [0024]其中，初炼和精炼过程中：控制钢中P、S元素含量在0.020%以下；
[0025] 真空冶炼过程中：控制真空度在3-6KPa，保持真空时间20min以上;控制钢中H元素 含量彡2ppm，0元素含量彡20ppm;
[0026] 真空冶炼后:加入氮含量在6%以上的氮化合金进行氮含量调整，控制钢水中氮含 量为理论最大溶解度的80 %以下。
[0027] 进一步地，氮化合金优选氮化锰系合金，并采用分批分散加入的方式，在加入前， 需要预先烘烤氮化合金的温度到500°C以上，氮化合金的粒度<30mm，氮化合金加入钢水后 软吹及镇静时间彡15min。
[0028] 进一步地，当冶炼护环钢为50Mnl8Cr4WN时，精炼过程中，控制S元素的含量在 0.015%以下，LF精炼炉出钢前，调整出钢温度至1630°C以上;真空冶炼过程中，需要包底持 续吹入氮气或氩气;控制钢液的氮含量在850-1000ppm，最终钢液中成分含量要符合以下要 求 ：〇).50%-0.55%^0.40%-0.70%，]?1117.80%-18.80%，？彡0.020%，5彡0.015%， Cr3.80%-4.80% ,N 0.08%-〇 . 10% ,ff 0.75%-1.15% ,Cu^O. 15% ；As^O.020% ；Sn^ 0.010% ;Pb、Sb、Bi彡0.020% ;A1 彡0.020%。
[0029] 进一步地，当冶炼护环钢为IMn 18Cr 18N时，精炼过程中，控制S元素的含量在 0.010%以下，LF精炼炉出钢前，调整出钢温度至1630°C以上;真空冶炼过程中，控制真空度 在4-6KPa，需要包底持续吹入氮气或氩气;控制钢液的氮含量在5000-6000ppm;最终钢液中 成分含量要符合以下要求:(：彡0.10%，5丨彡0.70%，]\11118.80%-19.80%，？彡0.020%，5彡 0.010% ,Cr 18.80%-19.80% ,N 0.47%-0.65% ,Al . 020 % ,B^O . 001 ,Cu^O. 10% ； Ni、W、Mo彡0.20% ;V、Ti彡0.05% ;As彡0.020% ;Sn彡0.010% ;Pb、Sb、Bi彡0.020%。
[0030]进一步地，当冶炼护环钢为IMnl8Crl8N时，通过LF精炼及VD真空精炼并浇铸为电 极坯后，还需要采用电渣重熔精炼工艺提高钢质纯度，均匀和细化钢锭的凝固组织，减小偏 析。
[0031]本发明与现有技术相比具有如下优点：
[0032] 1、本发明中，采用电炉或转炉或中频炉初炼+LF炉钢包精炼+VD或VOD真空冶炼+氮 气或氩气保护浇铸的冶炼工艺，可大幅度提高钢质纯净度，将钢材内部控制到接近零缺陷， 从而满足护环产品的高质量要求。
[0033] 2、本发明中，控制真空冶炼的真空度在3_6KPa，可避免真空度过低导致Mn元素产 生明显的蒸发和汽化现象，提高Mn元素的收得率，便于成分控制，防止真空过程中钢水严重 沸腾而发生的设备及安全事故。
[0034] 3、本发明中，在真空冶炼后，加入氮含量在6%以上的氮化合金进行氮含量调整， 控制钢水中氮含量为理论最大溶解度的80%以下，可保证钢材优良的高温可锻性，便于进 行热锻及冷扩成型，最终达到较高的物理及综合性能。
【具体实施方式】
[0035]下面结合具体的实施实例对本发明作进一步详细说明，但本发明的保护范围并不 限于所述内容。
[0036]针对材料内部纯净度要近于达到"零缺陷"的使用要求，对钢种的各种有害残余元 素含量及钢中夹杂物含量要求尽可能低。冶炼过程中：（1)通过精选炉料控制好钢中的Cu、 八3、511、？13、513、81等有害残余元素尽可能低；（2)通过电炉(或转炉)冶炼及炉外精炼过程控 制好钢中的P、s元素在0.020%以下，以避免和防止材料在高温锻造过程中因有害元素的晶 界析出导致过热及过烧倾向加大，也进一步提高了材料的纯净度和使用性能；（3)通过真空 冶炼技术进一步去除钢中的气体及夹杂物，控制好钢中的[H]含量<2ppm, [0]含量< 20ppm。通过降低钢中氢含量达到避免材料产生内部的氢致开裂及氢脆等现象，以及影响护 环后续使用环境中的抗蚀能力及使用寿命;通过降低钢中全氧含量实现进一步减少钢中夹 杂物，实现良好的护环冷扩成型性能及护环产品高要求的材料使用性能。
[0037]采用了电炉（或转炉或中频炉)+LF炉外钢包精炼+VD/V0D真空冶炼+氮气/Ar气保 护浇铸的冶炼工艺路线进行本类高锰铬系高氮奥氏体无磁护环钢的生产;对MnlSCrlSN系 列除采用前述方式进行冶炼制坯外，还采用电渣重熔精炼工艺进一步提高钢质纯度度，均 匀和细化钢锭的凝固组织，减小偏析。
[0038]由于真空冶炼环境下Mn元素的蒸发和汽化现象，一般真空冶炼工艺要求其真空度 在彡67Pa以下并保持一定时间以达到真空脱气的目的，但因高锰钢在真空冶炼环境中Mn将 产生比较突出的蒸发和汽化现象，如按常规的真空工艺，其Mn元素的蒸发和汽化损失将导 致钢水中Mn含量可能达到1%以上，不但严重影响Mn元素的收得率及成份控制波动，还会因 真空过程中钢水严重沸腾而发生比较严重的设备和安全事故。
[0039]本发明的技术方案选用了 Mn元素的蒸汽压(lgP^)相关计算公式：
[0040] lg(PMn°/l〇l)=-12280/T+5.321 (1)
[0041] Ρμπ^Ρμπ0 [Μη%] (2)
[0042] 上式中：Pmhq为纯Mn的蒸汽压(kPa);
[0043] PMn为实际[Μη]含量状况下的蒸汽压(kPa);
[0044] T 为温度(K);
[0045] [Μη%]为钢液中Mn的质量百分数。
[0046] 根据本类高锰钢的钢液真空处理温度一般在1500~1600°C范围内，计算其纯Mn元 素的蒸汽压Pmhq约为2.5~6KPa，同时可计算[Μη]含量在18%左右时的Mn蒸汽压PMn约为0.5 ~1.2KPa，也即在真空度为1.2KPa以下时本类钢中的Mn元素将产生比较明显的蒸发和汽化 现象，故本发明中采用的真空处理真空度为根据钢液温度控制真空度在3~6KPa即可，避免 将真空压力控制得过低，同时保持真空时间在20min以上以充分去除钢液中的H、0含量及钢 中夹杂物。
[0047]因为进一步降低钢中气体及夹杂物含量采用的真空精炼措施对钢中的氮含量控 制提出了新的要求，如钢水在真空处理前不论采用何种方式加入的氮，通过真空处理后钢 中的氮都将被大量去除到一个较低的水平，故本发明的技术方案主要采用了在VD真空处理 后通过加入固体含氮合金的方式进行氮含量调整，针对高锰铬系钢种而言，可通过加入氮 化锰系或氮化铬系合金进行调整，但因为氮化铬系合金熔化温度较高（一般在1600°C左 右），而氮化锰系合金熔化温度较低(一般在1200°C左右），为保证氮化合金加入后能尽快熔 化溶解，并减少氮化合金加入后对钢液纯净度的影响，故优选含氮量在6%以上的氮化锰系 合金进行氮含量调整；同时因氮化合金加入后在钢液局部集中区易产生氮浓度过高区域而 导致大量氮的逸出，氮化合金加入需采用分批分散加入的方式进行;为了更快促进氮化合 金熔化溶解，减少合金加入产生的钢水温降，所加入的氮化合金采用预先烘烤并尽量保证 氮化合金温度500°C以上。
[0048] 虽然氮加入钢中能有诸多有益之处，但随着钢中氮含量的增加，氮化物会在晶界 上析出而引起晶界脆化，严重影响材料的高温塑性，锻造时锻坯出现较多且深的开裂，钢的 锻造性能明显变差，故合适的氮含量控制范围也是影响本类高锰铬系奥氏体不锈钢材料高 温可锻性的重要因素。
[0049] 钢种的化学成份将决定氮在钢中的最大溶解度，同时钢液在凝固过程中随温度的 变化以及在液态到固态的转变过程中还将发生氮的溶解度变化，如加入量过大还将导致钢 锭及钢坯中氮析出产生的气孔。
[0050] 本发明技术方案选用了氮在液态下的溶解度计算公式如下：
[0051] lg[N%] = l/21g(PN2/P°)-188.1/T-1.246-lg(fNMe) (3)
[0052] 式中PN2为氮气分压;Pt3为标准大气压;T为温度，K;fN Me为钢液中氮的活度系数
[0053] lg(fNMe) = (3280/T-0.75)X E(eNJX[J%]) (4)
[0054] 式中eJ为钢液中J元素对N溶解度的相互作用系数，[J%]为钢液中合金元素 J组元 的质量百分数％。
[0055] ej相互作用系数的取值选用以下推荐值（1600°C ):
[0057] 利用上述公式可计算在常压下正常冶炼温度1500~1600°C范围内Mnl8Cr5N及 Mnl8Cr4WN系列钢中的氮含量最大溶解度约为0.13%左右（1300ppm) ;Mnl8Crl8N系列钢中 的氮含量最大溶解度约为〇. 80%左右(8000ppm)。
[0058] 同时可计算出在真空度为3~6KPa的实际真空冶炼环境下，Mnl8Cr5N及Mnl8Cr4WN 系列钢中氮的最大溶解度仅为0.02%左右(200ppm)，Mnl8Crl8N系列钢中的氮含量最大溶 解度也仅约为0.18%左右（1800ppm)，故该类高锰铬系高氮钢中氮含量控制不宜在真空处 理前进行大量调整，否则通过真空处理后钢中的氮含量将降低到相应真空度环境下的最大 溶解度以下。
[0059]当钢液中加入的氮含量较高时，本发明技术方案中通过生产实践验证还总结出： [0060] (1)当常压冶炼状态下Mnl8Cr5N及Mnl8Cr4WN系列钢中氮含量控制在0.10% (1000 ppm)以下时材料的高温可锻性优良，可正常顺利地进行热锻及冷扩成型，并能达到较 高的综合力学性能及物理性能;而当其氮含量控制在〇. 10% (1000 ppm)以上时，材料的可锻 性明显变差；当接近于该类钢的最大溶解度含量0.13%左右（1300ppm)时，钢锭在锻造过程 中在轻压下情况下即产生较明显且较深的开裂现象，严重影响到最终护环产品的锻压成形 及后续冷扩成型。
[0061 ] (2)Mnl8Crl8N系列钢中因氮含量更高（一般都在5000ppm以上），在锻造过程中均 有明显表面开裂现象。但当常压冶炼状态下MnlSCrlSN系列钢中的氮含量控制在0.60% (6000ppm)以下时材料的高温可锻性较好，虽有表面裂口现象，但一般深度较浅，通过锻造 及时表面清伤及合理的锻造变形工艺可正常进行高温热锻操作及后续护环冷扩成型，并达 到较高的综合力学性能及物理性能;而当其氮含量控制在0.60% (6000ppm)以上时，材料的 可锻性明显变差，钢锭在轻压下情况下即产生较明显且较深的开裂现象，有的甚至因缺陷 过于严重而无法完成热锻成形操作。
[0062]通过生产实践验证总结出在常压冶炼状态下实际生产该类高氮钢时，为提高锻件 的高温锻造可锻性，保证顺利正常的锻压成形操作，尽量控制好钢中氮含量在计算最大溶 解度的80%以下。
[0063]下述的实施例所用的冶炼设备采用20t电弧炉、20t的中频感应炉、25t或50t的LF 钢包精炼炉、25t或50t的VD/V0D真空精炼炉。本发明LF钢包精炼过程中采用包底Ar气或N2 气的底吹方式，LF精炼全程吹Ar或仏气；VD/V0D真空系统的极限真空度设备能力可达到 IOPa以下。
[0064] 实施例1
[0065] 本实施实例以50Mnl8Cr4WN钢种的高纯净度冶炼生产控制过程作为参考生产工艺 方法举例说明，具体包括以下步骤：
[0066] 本钢种50Mnl8Cr4WN的标准化学成份及内控要求如下（％ )
[0068] 同时对钢中残余元素内控要求:Cu彡0.15%;As彡0.020%;Sn彡0.010% ;Pb、Sb、 Bi彡0.020% ;A1 彡0.020%。
[0069] (1)电弧炉所使用炉料通过精选炉料方式控制好钢中残余有害元素在尽量低的水 平；同时可采用中频感应炉使用部份本类钢种或类似钢种的返回废钢，并在中频炉配入部 份钨铁及铬铁等以减少后续LF钢包精炼炉的合金加入量；
[0070] (2)通过电弧炉氧化造渣操作充分去除钢中[P]<0.005%以下，并根据中频感应 炉的配料C情况，通过吹氧脱碳调整[C] :0.06~0.20%范围，并调整好电炉出钢温度至1600 °C以上，电炉出钢前应充分扒除氧化渣，并在出钢过程中严重氧化渣进行钢包内，以避免和 防止后期LF精炼过程中的回[P]。
[0071 ] (3)在中频感应炉中除使用部份本钢种或类似钢种返回废钢外，可根据最终钢水 量情况按成份控制标准要求下限或接近下限配入钨铁、铬铁、锰铁等，中频炉炉料化清后应 进行取样全分析，在出钢前应保证所配入的全部合金熔化完毕且调整出钢温度至1600 °C以 上。如中频感应炉所使用炉料为含锰较高的炉料时，所述的中频炉炉衬应采用中性或碱性 耐火材料所制作的炉衬。
[0072] (4)将电弧炉及中频炉的钢水出钢后合并勾兑一起后(也可由电弧炉或中频炉单 独提供初炼钢水)进入LF精炼炉工位进行精炼处理，全过程钢包底吹Ar，通过钢水沉淀脱氧 和炉渣扩散脱氧相结合的方式进行钢水充分脱氧，并调整好精炼炉渣的碱度及流动性，精 炼过程中保证钢水及炉渣脱氧良好，白渣保持时间20min以上以进一步脱氧、去除夹杂、并 降低钢中的[S]至彡0.015 % ;精炼过程中根据钢水分析成份加入MnFe、CrFe、WFe等合金进 行成份调整，除[Μη]或[Cr]外(根据后续VD真空处理后计划加入的氮化合金种类而定，本实 施实例优选加入Mn系氮化合金），其余(：、51、0(11〇、？、5、1等成份应满足本钢种内控成份要 求;LF出钢前调整出钢温度至1630°C左右或以上。
[0073] (5)LF出钢后进入VD真空工位，调整真空抽空速度不宜过快，调整并保持VD真空度 在3~6KPa下的真空保持时间多20min以上，以充分去除钢液中的H、0含量及钢中夹杂物。VD 真空过程中包底持续吹入气体(可采用他气或Ar气）。
[0074] (6)VD真空结束后取样全分析，并根据成份及气体分析结果，加入含氮量6%以上 的氮化锰铁或氮化铬铁（本实例采用含氮量6.5%的氮化锰铁），调整钢液中[N]含量至 0.085~0.100%范围，并根据所加入的氮化合金量微调钢水成份至内控要求范围。VD真空 结束后调整底吹气体压力至软吹状态(钢液面微微蠕动即可）。
[0075] (7)氮化合金的加入应尽量保证:a、使用前烘烤至500°C以上;b、使用小块合金或 预先破碎成小块(块度<30mm);c、分散分批加入，避免合金加入在一个集中区域;d、氮化合 金加入后钢水软吹及镇静时间多15min，以保证氮化合金的充分熔化溶解，并均匀成份以及 进一步去除包括氮化合金在内可能带入的夹杂物等。
[0076] (8)当钢液温度满足钢种浇注条件时，吊包至浇注工位进行钢锭浇注(本实例采用 下注法）。浇注过程中钢包水口下方及四周采用犯气或Ar气进行保护浇注，避免和防止钢液 浇注过程中的二次氧化。采用下注法浇注所采用的流钢系统耐火材料采用高质量的高铝莫 来石材质，以避免浇注过程中因锰含量高对耐火材料的侵蚀严重而将夹杂物带入钢锭本体 中。
[0077] (9)通过本实施实例的结果：
[0078] a、化学成份各元素满足技术内探要求，钢中残余元素含量极低，均符合技术内控 要求；
[0079] b、钢中[H]彡 2ppm、[0]彡 15ppm、[N]:850 ~1000ppm(0.085 ~0.100%);
[0080] C、氮化合金加入后氮含量收得率为70~90% ;
[0081 ] d、锻件本体取样钢中夹杂物级别:A、B、C、D各系均在1.0级以下，钢质内在纯净度 尚；
[0082] e、当[N]控制在800~1000 ppm范围时，所生产的钢锭可锻性良好，无锻造异常开裂 现象；当[N]控制在1000 ppm以上且接近其常压下最大饱和溶解度1300ppm左右时，所生产的 钢锭锻造过程中可明显发现表面有开裂现象，严重影响最终产品的热锻成形。
[0083] f、根据上述发明所述技术方案生产的钢锭及锻件，在后续的冷扩成形过程中成型 性好，所生产的护环产品经探伤检验及机械性能、物理性能、金相检测等各种检验结果全部 满足产品技术条件要求。
[0084] 实施例2
[0085] 本实施实例以200MW以上汽轮发电机组用无磁护环用钢lMnl8Crl8N钢种的高纯净 度冶炼生产控制过程作为参考生产工艺方法举例说明，具体包括以下步骤：
[0086] 本钢种lMnl8Crl8N的标准化学成份及内控要求如下（％ )
[0088] 同时对钢中残余元素内控要求:Cu彡0.10%;Ni、W、Mo彡0.20% ;V、Ti彡0.05%;As 彡0.020% ;Sn彡0.010% ;Pb、Sb、Bi彡0.020% ;A1 彡0.020%。
[0089] (1)电弧炉所使用炉料通过精选炉料方式控制好钢中残余有害元素在尽量低的水 平；同时可采用中频感应炉使用部份本类钢种或类似钢种的返回废钢(保证所使用的返回 废钢[C]含量<0.10%、[P]含量<0.025% )，并在中频炉配入部份低碳/微碳铬铁及金属锰 等以减少后续LF钢包精炼炉的合金加入量。
[0090] (2)通过电弧炉氧化造渣操作充分去除钢中[P]<0.005%以下，通过吹氧脱碳调 整[C]<0.03%以下，并调整好电炉出钢温度至1600 °C以上，电炉出钢前应充分扒除氧化 渣，并在出钢过程中严禁氧化渣进入钢包内，以避免和防止后期LF精炼过程中的回[P]。
[0091] (3)将电弧炉及中频炉的钢水出钢后进行勾兑合并进入LF精炼炉工位进行精炼处 理，全过程钢包底吹N 2，通过钢水沉淀脱氧和炉渣扩散脱氧相结合的方式进行脱氧，并调整 好精炼炉渣的碱度及流动性，精炼过程中保证钢水及炉渣脱氧良好，白渣保持时间20min以 上以进一步脱氧、去除夹杂、并降低钢中的[S]至<0.010%;精炼过程中根据钢水分析成份 加入低碳/微碳铬铁及金属锰等合金进行成份调整，除[Μη]或[Cr]外(根据后续VD真空处理 后计划加入的氮化合金种类而定，本实施实例优选加入Mn系氮化合金。预留VD真空处理后 因调整氮化合金所带入的增[Μη]量及增[Cr]量），其余C、Si、Cr(Mn)、P、S等成份应满足本钢 种内控成份要求；LF出钢前可通过底吹N 2气及加入氮化合金调整氮含量至0. 10% (1000 ppm)左右，并调整出钢温度至1630°C左右或以上。
[0092] (4)为避免LF精炼过程中意外增碳:所述LF精炼炉钢包炉衬尽量采用低碳或无碳 质的耐火砖衬;提前检查好LF精炼炉所使用电极的状况，避免和防止LF精炼过程中电极意 外掉块或接头及尖子脱落;LF精炼过程中采用发泡性及流动性好的厚渣量(渣厚多180mm) 操作；LF精炼过程中控制好钢包底吹％气压力不宜过大（保持渣面蠕动钢液正常搅拌即 可）;LF精炼过程中不使用C粉类材料，尽量选用CaSi粉、Si粉及适量Al粒或Al粉等进行扩散 脱氧。
[0093] (5)LF出钢后进入VD真空工位，调整真空抽空速度不宜过快，调整并保持VD真空度 在4~6KPa下的真空保持时间多20min以上，以充分去除钢液中的H、0含量及钢中夹杂物。VD 真空过程中包底持续吹入N2气进行搅拌。
[0094] (6)VD真空结束后取样全分析，并根据成份及气体分析结果，加入含氮量6%以上 的氮化锰铁或氮化铬铁(本实例采用含氮量6.5%的氮化锰铁及含氮量8%的氮化铬铁混合 加入），调整钢液中[N]含量至0.50~0.60%范围，并根据所加入的氮化合金量微调钢水成 份至内控要求范围。VD真空结束后调整底吹气体压力至软吹状态(钢液面微微蠕动即可）。 因调整氮合金加入量较大，加入氮化合金后可重新进入LF精炼工位进行成份均匀化和温度 调整。
[0095] (7)本实施实例为降低合金使用成本，也可使用中高碳铬铁后将高[C]高[Cr]钢水 先进行VOD真空吹氧脱碳操作后，再按本实施实例重复步骤(3)及以后步骤的相应LF精炼操 作、VD真空操作、氮合金化操作等。VOD真空吹氧脱碳保铬相关操作按不锈钢VOD正常精炼工 艺执行，所有锰及氮的配入均在VOD后的相关工序操作中完成。
[0096] (8)为进一步提尚该类200MW以上发电机组护环广品的内在质量，进一步提尚其内 在纯净度，减少钢中夹杂物，改善成份偏析及钢锭凝固组织状况，本实施实例通过步骤（1) 到(7)先进行制坯，然后再进行了电渣重熔(ESR)处理生产电渣钢锭，电渣重熔(ESR)过程采 用Ar气或N2气进行保护熔炼。
[0097] (9)通过本实施实例(真空冶炼制坯+电渣重熔)的结果：
[0098] a、化学成份各元素满足技术内探要求，钢中残余元素含量极低，均符合技术内控 要求，电渣钢锭头尾及内外成份偏析轻微；
[0099] b、钢中[H]彡2 · Oppm、[0]彡 15ppm、[N]: 5000~6000ppm(0 · 50~0 · 60% );
[0100] c、真空冶炼制坯氮化合金加入后氮含量收得率为70~90%，电渣重熔前后钢中氮 含量基本无变化；
[0101] d、锻件本体取样钢中夹杂物级别:A、B、C、D各系均在1.0级以下，钢质内在纯净度 尚；
[0102] e、当[N]含量控制在0.60% (6000ppm)以下时材料的高温可锻性较好，虽有表面裂 口现象，但一般深度较浅，通过锻造及时表面清伤及合理的锻造变形工艺可正常进行高温 热锻操作及后续护环冷扩成型，并达到较高的综合力学性能及物理性能;而当其[N]含量控 制在0.60 % (6000ppm)以上时，材料的可锻性明显变差，钢锭在轻压下情况下即产生较明显 且较深的开裂现象，有的甚至因缺陷过于严重而无法完成热锻成形操作。
[0103] f、根据上述发明所述技术方案生产的钢锭及锻件，在后续的冷扩成形过程中成型 性好，所生产的200MW以上级别的护环产品经探伤检验及机械性能、物理性能、金相检测等 各种检验结果全部满足产品技术条件要求。
[0104]以上所述实施例仅表达了本申请的【具体实施方式】，其描述较为具体和详细，但并 不能因此而理解为对本申请保护范围的限制。应当指出的是，对于本领域的普通技术人员 来说，在不脱离本申请技术方案构思的前提下，还可以做出若干变形和改进，这些都属于本 申请的保护范围。
【主权项】
1. 一种高纯净度奥氏体无磁护环钢的冶炼方法，其特征在于，采用电炉或转炉或中频 炉初炼+LF炉钢包精炼+VD或VOD真空冶炼+氮气或氩气保护浇铸的冶炼工艺， 其中，初炼和精炼过程中:控制钢中P、S元素含量在0.020 %以下； 真空冶炼过程中：控制真空度在3-6KPa，保持真空时间20min以上;控制钢中Η元素含量 彡2ppm，0元素含量彡20ppm; 真空冶炼后:加入氮含量在6%以上的氮化合金进行氮含量调整，控制钢水中氮含量为 理论最大溶解度的80 %以下。2. 根据权利要求1所述的一种高纯净度奥氏体无磁护环钢的冶炼方法，其特征在于，氮 化合金选用氮化锰系合金，并采用分批分散加入的方式，在加入前，需要预先烘烤氮化合金 的温度到500°C以上，氮化合金的粒度<30mm，氮化合金加入钢水后软吹及镇静时间多 15min〇3. 根据权利要求1所述的一种高纯净度奥氏体无磁护环钢的冶炼方法，其特征在于，当 冶炼护环钢为50Mnl8Cr4WN时，精炼过程中，控制S元素的含量在0.015%以下，LF精炼炉出 钢前，调整出钢温度至1630Γ以上；真空冶炼过程中，需要包底持续吹入氮气或氩气；真空 冶炼后，控制钢液的氮含量在850-1000ppm，最终钢液中成分含量要符合以下要求： C 0.50%-0.55% ,Si 0.40%-0.70% ,Μη 17.80 %-18.80 % , Ρ^Ο . 020 % , 0.015%,Cr 3.80%-4.80% ,Ν 0.08 %-〇 . 10 % ,ff 0.75 %-1.15 % , Cu^O . 15 % ； As^ 0.020% ;Sn彡0.010% ;Pb、Sb、Bi彡0.020% ;A1 彡0.020%。4. 根据权利要求1所述的一种高纯净度奥氏体无磁护环钢的冶炼方法，其特征在于，当 冶炼护环钢为lMnl8Crl8N时，精炼过程中，控制S元素的含量在0.01 %以下，LF钢炉出钢前， 调整出钢温度至1630 °C以上;真空冶炼过程中，控制真空度在4-6KPa，需要包底持续吹入氮 气或氩气;控制钢液的氮含量在5000-6000ppm;最终钢液中成分含量要符合以下要求： C^O.IO% ,Si^0.70% ,Mn 18.80%-19.80% ,P^0.020% ,S^0.010% ,Cr 18.80%-19.80% ,N 0.47%-0.65% ,A1^0.020% ,Β^Ο.ΟΟΙ ,Cu^0.10% ；Ni^ff^Mo^0.20% ；V^Ti 彡0.05% ;As彡0.020% ;Sn彡0.010% ;Pb、Sb、Bi彡0.020%。5. 根据权利要求4所述的一种高纯净度奥氏体无磁护环钢的冶炼方法，其特征在于，当 冶炼护环钢为lMnl8Crl8N时，通过LF精炼及VD真空精炼并浇铸为电极坯后，还需要采用电 渣重熔精炼工艺提高钢质纯度，均匀和细化钢锭的凝固组织，减小偏析。
【文档编号】C22C33/04GK106086598SQ201610711360
【公开日】2016年11月9日
【申请日】2016年8月23日
【发明人】余佑祥, 崔建强
【申请人】四川丰元机械制造有限公司