一种具有良好切削性和切屑破碎性的低碳易切削钢

摘要

本发明提供一种具有良好切削性和切屑破碎性的低碳复合型易切削结构钢，其不含有铅，并具有类同甚至优于其他易切削钢的被切削性和钻削性及切屑处理性，以重量百分比计，其含有0.02－0.30％的Se或0.01－0.20％的Te；且主要切削元素满足下列公式：0.01＜wS＋0.15wBi＋0.4wSe＋0.25wTe＜0.5；1＜[Mn]/[(S＋0.4Se＋0.25Te)]＜4；[Se]/[S]＜0.3；[Te]/[S]＜0.4。

说明书

技术领域

本发明涉及易切削钢，特别涉及以往的低碳素的硫铅系或硫复合型的未添加铅的低碳硫系易切削钢，具体是一种具有良好切削性和切屑破碎性的低碳易切削钢。

背景技术

以往对于不太需要强度的软质小部件，为提高生产效率，通常使用被加工性能(被切削性和钻孔性)优良的钢材，即所谓易切削钢。最众所周知的易切削钢是通过添加作为易切削元素的铅(Pb)及硫(S)而赋予钢材易切削性的低碳硫复合易切削钢。如：添加了大量的硫(S)、由于MnS的存在而改善了被切削性能的硫易切削钢；添加了铅(Pb)的铅易切削钢及含有S和Pb二者的复合易切削钢。特别是含有Pb的易切削钢，切削性、钻削性能优良，能延长工具寿命。上述易切削钢主要用于汽车部件、个人计算机周边的机械部件及电子类消费品的部件，并大量应用于电器设备和模具等各种机械部件上。

近年来，由于提高了切削加工机械的性能，能够使机械切削作业在高速化进行。与此同时，也希望提高待加工的机械部件所用的钢材，在高速切削加工时的被切削性。作为钢材的易切削性，尤其是表现在延长加工工具寿命，以及减小所产生的切削碎屑的断裂性，又称切屑处理性。这在自动化流水线的机械生产加工过程中不可忽视的。

含铅易切削钢以及用铅和其他改善被切削性元素的复合易切削钢具有优良的上述被切削性。然而，在钢材冶炼中添加Pb，需要相当大的排气设备等设备，且在后续的生产过程中的Pb的环境问题不易控制。且铅对环境的污染危害日益为人们所认识。为了保护环境，加强Pb使用的控制，强烈希望一种提高工作效率且不含有Pb的易切削钢。

为了达到上述目的，即要提出一种改进方法，来达到或超过铅系易切削钢的切削及其他性能。

日本专利特开2000-160284揭示了通过大量添加S来增加硫化物数量，同时利用氧对硫化物的形态进行控制的Pb未添加型易切钢。日本专利特开2000-319753公开了一种含有超过0.40％的S来增加MnS量，但不添加Pb的低碳硫系易切削钢，认为此种钢在某种程度上改善了工具寿命。日本专利特开2-6824揭示了通过添加比Mn更容易和S形成化合物的Cr元素，形成CrS来替代MnS，以提高切削性的易切削钢。以上专利所公开的易切削钢均是希望通过增加钢中的硫化物的数量和控制其形态来增加易切削钢在高速加工时的切削性能。但是作为在钢中起主要切削作用的S元素，其本身是作为杂质形态存在，大量的存在会增加钢的冶炼难度和热加工延伸性能以及冷作延伸性能。另一方面，粗大硫化物的形成在熔炼和轧制上亦容易发生晶体偏析，导致应力集中，材料生产难度增加，从结构设计上不甚合理。

由于在钢中增加更多的硫化物夹杂，容易带入过多的氧，而氧在钢中形成粗大的氧化物，容易造成钢体表面瑕疵缺陷。日本专利特开平1-309946提出将氧含量降低0.0080％以下，即可形成较好的表面。氧含量较低使得容易控制住了硫化物形态的大小，但一方面较低的氧含量致使硫化物不可能大量形成，也就不能说可完全控制住对切削性有效的硫化物形态的形成，硫化物依然可能存在各种不利切削的形态，这样对切削性的提高来说效果不够充分。另一方面，硫复合型钢中为对可起切削作用的硫化物形态进行控制时，一般都使之含有大量的氧。但是由于并非所用的氧都能固溶于硫化物中，所以不可避免地会同时产生粗大氧化物杂质，导致瑕疵形成，这样就导致加工产品产生重大缺陷。因此，硫和氧的添加数量应有一定的限定和比例。

日本专利公开10-287953号揭示了一种添加钙镁而形成易氧化钙/镁为核心的类纺锤体硫化物夹杂的易切削钢，并显示了较好的切削性能。

但钢中以钙镁的氧化物为核心而形成的硫化物，在生产上技术要求较高，硬件条件苛刻，缺乏普遍的实用性。

日本专利特开昭50-20917公开了一种添加了Ti(或者Zr或者两者都有)的对超硬工具切削性较优良的易切削钢，但是同上述钙系易切削钢相似，该钢是基于Ti/Zr的氧化物和硫化物为核心而形成具有切削形态的硫化物(MnS)的，其硫化物的形成与形态的控制对生产要求准确而精密，该类钢材的熔炼和轧制等生产技术是需要具有较高的工艺水准的，生产成本偏高，目前在国内尚不具有可实践性。

发明内容

本发明要解决的就是上述现有易切削钢所存在的问题，为人们提供一种具有良好切削性和切屑破碎性的低碳复合型易切削结构钢，使之不含有有害元素铅，并具有类同甚至优于以往铅系、硫系易切削钢及其他复合型易切削钢的被切削性和钻削性及切屑处理性，且在保持其热加工性能优良的情况下，希望通过实现控制合适的氧含量来减少冶炼浇铸时因气泡而造成的热轧表面瑕疵缺陷。

本发明以重量％计，含有以下组份：

C：0.02-0.25％；

Si：0.001-0.20％；

Mn：0.50-2.50％；

P：0.05以下；

S：0.05-0.40％；

Bi：0.01-0.25％；

B：0.0001-0.0050％；

N：0.04以下；

Al：0.001-0.020％；

Mg：0.01％以下；

Ca：0.01％以下；

Pb：0.001％以下；

O：0.001-0.025％；

上述各组分优选的含有为：

C：0.05-0.09％；

Si：0.001-0.010％；

Mn：0.80-1.50％；

P：0.03以下；

S：0.15-0.35％；

Bi：0.05-0.25％；

B：0.0010-0.0030％；

N：0.015以下；

Al：0.001-0.010％；

Mg：0.01％以下；

Ca：0.01％以下；

Pb：0.001％以下；

O：0.010-0.020％。

除上述组分外，还含有以重量％表示的Te和Se中一种或两种切削元素：

Se：0.02-0.30％；

Te：0.01-0.20％；

且主要切削元素满足下列公式：

0.01＜wS+0.15wBi+0.4wSe+0.25wTe＜0.5；

1＜[Mn]/[(S+0.4Se+0.25Te)]＜4；

[Se]/[S]＜0.3；

[Te]/[S]＜0.4；

余量是Fe和不可避免的杂质。

作为进一步改进，本发明除上述必须含有的合金组分外，还含有以重量％表示的As、Sn、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf和V中至少一种，前述各组分以重量％计的含量范围均为：0.01-0.50％。

作为进一步改进，本发明除上述合金外，在符合本发明钢基本成分以及可选择成份外，还具有特征为：含有MgO、CaO、Al₂O₃、SiO₂、MnO中的一种氧化物夹杂或一种以上的复合型氧化物夹杂。前述氧化物夹杂的微粒占据的面积在400倍的显微视野下最大平均直径不大于20μm，数量为：5微粒以上1000微粒以下/mm²。

申请人通过对铅系易切削钢以及未添加铅的低碳硫或硫复合型易切削钢的被切削性作用机理的研究，以及对本发明钢中因添加了易切削元素而引起存在物的形态与被切削效果的直接关系的研究，得到以下的认识：

本发明中存在的S、Bi、Se(或Te或这两者)三种主要起切削作用的元素对提高本发明钢的被切削性能共同起了关键的作用，但是三者的作用各不相同。由于共同存在，并符合本发明所提出的条件，才能起到预期的效果。作为硫铋硒(碲)系复合型易切钢，其中各元素的作用如下。

硫(S)添加在本发明中是为形成球状或点状MnS夹杂物，破坏了钢基体的连续性，使切削抗力降低。硒(Se)以及碲(Te)的添加是为了优化硫化物的产生形态，促使生成具有纺锤体形态的硫化物并增加其个数。这些所产生的粗大硫化物夹杂，在切削中形成应力集中源，由于助长了龟裂传播，所以产生了易切削性的效果。铋(Bi)在本钢中基本不固溶于硫化物中，而是以极细的颗粒状在钢中均匀分布，并单独或和硫化物一起以附着物的形式存在于硫化物型的夹杂物微粒的外表面。正是由于该细小颗粒的存在，其切屑易于破碎。所以与目前的硫易切削钢及与铅的复合易切削钢相比，切削效果能得以保证等同甚至优于，同时获得了优异的切屑断碎性。因此，本发明是一种可切削性和切屑处理优于以往，氧含量低于以往，表面瑕疵较少的新型复合型易切钢。

本发明最大特征之一，是含有“内部和/或边界存在铋的硫化物的MnS夹杂”。

铋(Bi)在MnS中可极少量固溶，以(Mn，Bi)S存在，但因为在该MnS中固溶的Bi量极少，所以该硫化物实际上仍是MnS。

对于从钢材上切割的微量试验片，通过电子线微量测定仪等方法，进行定性分析和定量分析，可以更有把握的确定提出的上述形态的硫化物。

下面是对本发明中各组分含量范围的限定理由进行说明，其中关于成分含量％是指重量％：

C：0.02----0.2 5％。碳是保证易切削钢材具有一定硬度和强度的重要元素，也是钢的被切削性关键的元素之一。钢材的硬度对钢材的切削性能的影响呈现正态分布。当C含量较高时，钢材的硬度增高，被切削性恶化。然而C含量很低，低于0.02％时，钢材过度变软，切削过程中易产生挤裂形态，反而加速了工具磨损，造成切屑处理性恶化。因此，申请人以反复研究，将C限定在0.02---0.25的范围，为获得更好的被切削性，C含量更适宜的范围为0.05---0.09％。

Si：0.001-0.20％。硅作为脱氧元素，用于调整钢中的氧含量。然而，若其含量超过0.2％时，钢的热加工性能会劣化，并因为固熔强化了钢机体，切削阻抗增高，损害了被切削性。因此，Si含量的上限取为0.2％，但更好是控制在低于0.02％，这样可提高钢整体的韧性。为了脱氧环节的需要，用下述的添加Al或Ca等方式脱氧，并使Si含量可控制在0.005％以上，即可以将钢中的氧含量调整在适当范围内，被切削性也不会发生劣化现象。由于Si为现阶段炼钢脱氧工艺不可或却的媒介，只可能尽量降低而不能完全避免。考虑到冶炼水平的高低也将导致钢中实际含量的不同，将Si的最优含量定在0.001-0.010％是合理的。

Mn：0.50---2.5％。锰是一种改善钢的淬透性和提高强度的元素。Mn和S形成硫化物型夹杂物，是对被切削性能影响最为关键的重要元素。锰的含量低于0.50％时，作为硫化物的绝对量不足，得不到满意的被切削性。而含量过高会增加钢的强度和韧性，钢的切削阻抗会升高。此外，工具的寿命会降低。进而，为了保证钢中的Mn和S能充分形成利于硫化锰形式，提高钢的切屑处理性和改善热加工性，需要使该元素含量以原子比，必须保持符合1＜[Mn]/[S]＜4的关系。为了能确实获得这些性能，Mn含量最好为0.80-1.5％。

P：0.05％以下。一方面，磷是改善被切削性效果的元素，P溶解在铁素体相中，能提高其硬度，起到改善冷作延伸加工后的钢表面光洁度，以及改善切削加工时的断屑性能。另一方面，P含量偏高时，会助长钢中的偏析，而且热加工性能劣化。因此，出于有利于生产的考虑，希望上限含量为0.05％，较佳的上限为0.03％。

S：0.05---0.40％。硫是主要的易切削元素之一，对改善钢的切削性能有着显著的作用，且随着钢中S含量的增加，其切削性能指数能得到明显提高。S在钢中主要是和Mn形成硫化物或碳硫化物，是改善被切削性必须添加的有效元素。特别是由MnS提高被切削性的效果，随其生成量提高而提高。然而，低于0.05％时，就得不到充分量的硫化锰化合物，不可能获得满意的被切削性。若S添加过多，S在钢中除了和Mn形成化合物外，还与其它物质形成不利于切削的组织。如S在一定条件下，可以和二价铁、三价铁共同形成复杂的硫化物，其硬度可达到HRC50以上，极大的妨害了钢的切削性能。另外，通常S含量超过0.40％时，钢的热加工性能会导致劣化，在钢坯中心部位产生S偏析，锻造时易诱发各向断裂。因此，在本发明中S的上限含量为0.6％；若考虑到制造时的合格率，S含量的最佳上限为0.4％，且其含量范围最好定在0.15-0.35％。

B：0.0001-0.0050％。硼是使淬火性提高的有效元素，可以弥补本钢过于柔软的遗憾。然而，过渡添加时因为会降低热加工性和韧性，因此最大上限为0.0050％含量。为得到显著的效果，较佳为添加0.0001％质量以上。由于本发明钢为低碳素易切削钢，面向的使用范围较为广泛，其下游产品需要通过淬火来提高性能的比例不大，因此将B含量控制在一定合理范围内较为适合。申请人认为0.0001-0.0030％最优。

N：0.040％以下。氮是用于利于晶粒细化的元素，它可与和Al、Ti、B或Nd等元素在钢中形成硬质的氮化物或碳氮化物，这些氮化物具有使结晶粒细微化的效果，并可改善钢的强度。在冶炼凝固过程中这些氮化物可作为硫化物析出核心，有利于硫化物在钢中的均匀分布，从而改善切削性能。N含量在0.0001％以上时可产生该效果。这些氮化物过量存在时，容易产生粗大颗粒的夹杂物，导致被切削性恶化，并增大了切削工具的磨损。为了获得更长的工具寿命，本发明将N的含量定在0.04％以下。但考虑到N元素的含量在本发明钢中起着敏感的调节作用，故而在实际的冶炼中，对N元素实际含量的应控制在0.015％以下。

Al：0.001-0.020％。铝用作脱氧元素，本发明允许最高理论含量可到0.20％。然而，通过脱氧生成的氧化物是硬质的，当Al含量超过0.02％时，会大量生成硬质氧化物，导致被切削性的劣化。利用上述的Si能充分脱氧时，可不必添加Al。但由于Si在钢中的不良左右，应在实际应用时结合Al和Si合理使用，因此Al的最高合理含量应定为0.010％。考虑到杂质存在，其含量实际为0.001％以上。

Ca：0.01％以下；Mg：0.01％以下。钙和镁对钢中的S和O具有很大的亲合力，与这些形成的硫化物或氧化物，同时固溶在MnS中，以(Mn，Mg)S存在，这些氧化物作为生成核，而析出MnS结晶，所以具有抑制MnS延伸的效果。这样，Ca和Mg抑制了硫化物的形态，改善了被切削性。因此根据需要也可添加少量的Ca和Mg。但是添加Ca或Mg也会降低产品合格率，制造成分方面看，并不理想。从本发明的切削作用的原理来看，Ca和Mg的添加并没起到重要效果，且对生产带来难度，因此，其含量上限分别为0.01％和0.01％。考虑到现有冶炼技术中的保护渣、耐火砖等附属配料中必须含有如CaO和MgO等成分，在与高温钢水的接触中不可避免的要带入钢中，因此控制在0.01％也是现实合理的。

Pb：0.001％以下。铅在钢中是最具提高切削性能的元素。出于环保要求，在钢中不能添加Pb。但矿石和废钢原料中会带有极少量的Pb。由于铅的熔点远低于钢，混淆在钢中的微量Pb的亦会挥发。因此，将钢中Pb的含量限定在0.001％以下是现实可行的。

O：0.001--0.0250％。氧是抑制轧钢等热加工时硫化物伸长的有效的元素，也是通过该作用使可切削性有所提高的重要元素。钢中含有适当的氧，并使氧能固熔在MnS中，可防止因压延加工而引起MnS夹杂产生延伸，机械性质的异向性很小，进而也可改善被切削性和热加工性，有效防止了S的偏析。另一方面，氧的含量如果超过0.025％，即使再添加硫，氧对硫化物的防范效果也已饱和。此外，过多的添加不利于降低成本，同时会产生气泡等铸造缺陷。因此，氧的含量可在0.0010％以上。然而，超过0.025％时，熔炼时会带来耐火物受损等弊端。因此上限为0.025％。为了获更佳的技术效果，最佳范围为0.010---0.020％。

Bi：0.01-0.25％。铋作为低溶点金属内在物，是改进切削性重要的元素之一。Bi作为钢中的内在物，单独存在或和硫化物一起以粘附物质的形式存在于硫化物型夹杂物微粒的外表面，并且改进切削性。但过量添加的Bi并不能完全溶解在钢中，其切削效果在达到饱和后并不随着Bi含量增加而无限增长，反而多余的Bi会加以团聚以至于在钢锭中形成内缺陷，导致热加工性恶化。经申请人认真研究，将Bi的含量定为0.01-0.25％。

Se：0.02---0.30％，Te：0.01---0.20％。硒和碲与硫为同族元素，均是提高切削性的有效元素。Se和Te在钢中可以与Mn等元素形成能提高切削效果的类似硫化物的化合物(如MnSe、MnTe)，并且可以和Mn及S形成如Mn(S，Se)或Mn(S，Te)的复合型化合物。这些复合型硫化物的存在，对提高钢的被切削性有明显的作用。当Se和Te元素分别低于0.02％时和0.01％时，效果不明显。而Se超过0.30％、Te超过0.20％时，其效果不仅达到饱和，经济上也不合算，而且导致热加工性恶化。经申请人认真研究，上述两元素最适合的范围应为：Se 0.10-0.15％；Te0.10-0.15％。

As：0.01-0.50％.砷可与铁素体固溶，从而改善其切削性能。当As含量高于0.5％时，钢的热加工性能恶化，容易降低其合格率。

Sn：0.01-0.50％。锡作为低溶点金属内在物，钢在被切削时，可发挥出润滑效果，并改进被切削性。当Sn高于0.01％时，其效果才比较明显。但是，当其含量超过0.30％时，不仅效果达到饱和，而且热加工性也会恶化。

Ti：0.01-0.50％；Zr：0.01-0.50％。Ti和S或C形成Ti硫化物或Ti碳硫化物。这些以内在形态存在于MnS中的化合物，可改善钢的被切削性和热加工性。Ti同Mn相比，也是同样易与S结合生成硫化物的强有力元素。Ti含量若在0.01％以上，形成Ti硫化物或Ti碳硫化物，由于以内在形态存在于MnS中，所以能充分获得改善被切削性的效果。而当Ti超过0.50％时，则形成过量的单独存在的硬质Ti硫化物或Ti碳硫化物，切削阻抗高，被切削性会被恶化。Zr起着同样的效果，合适范围为0.01-0.50％。

Nb：0.01-0.50％。在高温下，铌对于防止钢中的晶粒粗化是有限的，因为当添加量增加时，这种效果饱和，因此本发明中Nb的添加量最大为0.50％，最低量为0.01。

Ta：0.005-0.20％。钽在钢中起着细化晶粒的作用，并有助于提高钢的韧性。但过度添加其效果会饱和，因此本发明中Ta之上限被定为0.50％。又，为了得到显著的效果，Ta较为添加0.01％以上。

Hf：0.01---0.50％。本发明中，铪元素与S和氧共同形成硫化物或氧化物，同时，可控制硫化物的形态。然而，含量超过0.50％时，效果不仅达到饱和，而且与Ca和Mg一样，即使大量添加，也会降低合格率，而且也不经济。因为本发明将其添加范围定为：0.01-0.50％

V：0.01---0.50％。钒和Nb作用相似，均可以细微的氮化物和碳氧化物析出，可提高钢的强度。为确实获得此效果，其含量最好在0.01％以上。然而，V超过0.50％，上述的效果不仅达到饱和，而且会生成过多的氮化物和碳化物，导致被削性恶化。

下面是本发明涉及的四个公式的说明：

0.01＜wS+0.15wBi+0.4wSe+0.25wTe＜0.5    --------(1)

1＜[Mn]/[(S+0.4Se+0.25Te)]＜4           --------(2)

[Se]/[S]＜0.3                           --------(3)

[Te]/[S]＜0.4                           --------(4)

①易切削元素S重量含量和Bi、Se及Te的重量含量必须满足(1)式的原因：

易切削元素S及Bi、Se、Te在钢中的切削作用在上述成分分析时已阐述清楚，但要在钢中起到最佳的易切削效果，各种元素间的相互影响作用尤为关键。经申请人研究发现，任何单一的某种元素都无法用以替代Pb在钢中的提高切削效果，即使是像Bi这样和Pb作用机理相似的元素也不能达到令人满意的结果。因此，适当的控制多种提高被切削性机理的易切削元素的成分范围，则能取得等同甚至优于铅系易切削钢的切、钻削效果以及切削处理性。

申请人认为，在钢中，赋予钢材的易切削性的化合物相，如MnX相(X可代表S、Se、Te等相似元素)中的相对金属成份的结合化学计量比大约一定，赋予易切削性的本质即为该化合物的形成面积率来控制。因此作为复合相形成量的含有率可以原子的相对含有率表示，即以换算成相同原子数的S重量的形式来表示最适当的复合型化合物的含有率范围，如X成分，上述中的wSe乘以系数0.4是因为该目的。而含有其他易切削成分的时候，则乘以用于换算成相同原子数的S重量的系数即可。我们通过试验及显微镜观察到当上述几种元素总的含有率在0.01～0.5较佳。

②Mn和(S+0.4Se+0.25Te)的原子比必须满足(2)式的原因：

S是在热煅造时诱发裂痕的元素，以原子比保持了1≤[Mn]/[S]≤4的组成，S会以Mn的硫化物形态结晶析出，对于热加工性不会造成强烈影响。进而，若Mn/S超过该范围，如大于4，会由于易切削元素添加不够，此时会产生增大切削阻抗、缩短工具寿命等不良现象，从而导致被切削性大幅降低。当Mn/S小于1时，可能导致钢的热加工型恶化，利用连续铸造法等制造时，很难控制操作生产。由于Se和Te在钢中与Mn起着形成化合物的作用，原理类似于硫化物形成原理。系数的添加如①的描述。

本发明在提出成分设计的同时设计了适合本发明的热加工工艺参数，利于降低本发明钢在规模化生产方面的难度，尤其在热加工方面如冶炼和热轧等关键的步骤上的难度。在利用国内普遍使用的电炉及连续铸造轧制设备等进行生产时，不会带来障碍，其实用性好。具体说明如下：

本发明可用转炉或电炉冶炼，冶炼工艺基本上同普通碳钢。硒元素可在冶炼时在钢包中以硒的合金丝条或小质量锭状加入到钢中，并通过充分搅拌使之上下均匀。碲元素的添加类同于硒。铋元素可在钢水浇注钢锭前通过添加铋金属粉末形式加入，再通过电子搅拌方式使之均匀分布。

试验表明，连续铸造拉坯温度超过950℃将保证不出现开裂现象。热轧的加热温度和开轧温度应不同于相近碳含量的普通钢，需维持在1050度以上，中间轧制温度和终轧温度必须始终维持在900℃以上。

附图说明

图1为试样01硫化物夹杂图

图2为试样03硫化物夹杂图

图3为试样07硫化物夹杂图

图4为试样09硫化物夹杂图

图51为试样01氧化物夹杂的100倍的形态图

图52为试样01氧化物夹杂的400倍的形态图

图53为试样01氧化物夹杂的1000倍的形态图

图54为试样01氧化物夹杂的3000倍的形态图

图61为在不同温度下(1100℃-1350℃)热加工延伸性能图样

图62为在不同温度下(850℃-1050℃)热加工延伸性能图样

图7是试样在不同温度下的断面收缩率示意图

具体实施方式

试验试样的成分见表1。将构成本发明的各种金属元素加入在真空高频感应炉中熔制，可铸造成100kg钢锭。(由于实验阶段制样与实际环境下生产不同，其熔炼生产过程除产品成分外不具有太大参考性，因此不作具体描述)。将熔炼所得到的钢锭加热到1200℃高温，保持3小时以上后，再在1050℃以上进行精致锻造，空冷(AC)后得到直径60mm的圆棒。并对圆棒在950℃下保持1小时，实施空冷的正火，即得到本发明钢。所述各试样的有关物理性能如下：

1.内在物组成形态

从上述锻造延伸材料的Do/4(Do为锻造延伸材料的直径)相应的部分纵向断面切割出的微观观察用实验片，研磨后进行SEM(扫描电镜)和EPMA(电子线微量测定仪)进行定性成分分析。(或者对该横截面进行深透试验等)。分析到钢材中硫化物的状态以及铋元素在夹杂物中的分布，如图1～图4。

图中硫化物形态越接近纺锤体，并且硫化物周遍分散的铋金属颗粒越均匀，说明该钢的切削效果越突出。图4为理想状态钢(试样09)的硫化物夹杂图。

2、被切削性及切屑处理性

将利用锻造得的圆棒从外切削到直径20mm后，以供切削试验用。切削性的评价是以被切削加工时的工具磨耗量评价。切削工具使用高速钢(或硬质合金刀具)，测定在相同的切削速度下，使刀具磨损量达到一定厚度(试验设定为100um)时所用的时间，即反映了切削下来的切屑体积量的数据。以及在相同高速度下，在一定的切削时间内(本试验设定为30分钟)工具的磨损程度。

用由高速钢制作成的直线钻机(钻头直径为1.5mm)，以相同的切割速度和输送速度钻出10mm深的孔，在不同方位上钻三个孔，用于对样品的切屑处理性能进行检验。若将一克重的切屑出的片数作为标准，对切屑处理性能进行评价，并由从这三个孔收集的片的重量和总数进行计算评价。方法类同上述描述。对代表试样进行切削实验得出的工具损耗统计见表3，代表试样的切屑数量统计表4。

通过表3、表4，申请人认为在相同的切削速度以及相同的时间内，针对各试样进行工具磨损量进行统计，认为同时具有硫化物特征以及铋元素游离状态特征的试样钢，明显优于不具有理想状态的两种特征或仅具有一种特征的试样钢。具体表现在，相同时间内理想状态钢使工具磨损量少，并且同种状态下，切削工具磨损的速度要慢。而且可以看出理想状态钢在钻孔性能上以及切削处理性能上同样表现优异。推而广之，若批量生产时，使用相同刀具生产相同的零部件时，使用理想状态钢加工要比非理想状态钢要有效率的多。

3.热加工性

为了模拟利用连续铸造设备的制造条件，将所冶炼的发明钢锭做到100kg的钢块，将靠近表面部分的Da/8(Da为钢块的直径)的位置作为中心，从钢块高度采取直径为10mm，长度为150mm的高温拉伸试验棒。将固定间距取为120mm，对其进行直接通电加热到1300度，保持10分钟后，以10℃/秒的冷却速度冷却到1100℃，再保持10秒钟，以一定应变速度进行拉伸试验。测定此时断裂部分的断面收缩率，断面光洁度以及延伸率。试样在不同温度下的热加工性能见图6及图7。在热加工时的温度高低决定了加工性能的好坏，断面收缩率越小说明钢在热加工时的越容易延伸。试验结果得出一个关键性结论：此种钢的热加工温度应处在1050℃以上。

4.镜面性评价

以金刚钻回转磨石进行机械研磨，以研磨膏号码#150→#400→#800→#1500→#3000依次仔细地进行镜面研磨，通过国标GB/T 25231990规定的方法在研磨面上任意选择5个部位在基准长15mm处进行表面粗糙度测定，求出算术平均粗糙度值Ra作为前述5个部位的平均值，并列表示之。并对试样进行基本机械性能检验，代表试样物理性能统计见表5，镜面粗糙度等级评定见表6。表中所述的各试样钢的物理及机械性能接近，但理想状态钢在断面收缩率略好于其他钢及比较钢，可见理想状态钢内在组织晶粒较细，利于延伸，并且同等条件下粗糙度较好。

5.盐雾试验评价

以国标GB/T226-1991规定的方法实施，试验后，耐腐蚀评定见表6。经比较，在符合本理想状态钢的氧化物夹杂尺寸条件的发明钢，耐腐蚀能力会好于非理想状态钢。

表1

 试样 编号    0.02-    0.25  0.01  -  0.20  0.5-  2.5  0.001-  0.05  0.05-  0.4  0.01-  0.30  0.01-  0.25  0.0001-  0.0050  0.001-  0.04    0.001-    0.020    0.001-    0.020    ≤    0.001    ≤    0.001    质量组分    原子比    C  Si  Mn  P  S  Se  Bi  B  N    0    Al    Ca    Mg    S+0.15Bi    +0.4Se    Mn/(S+    0.4Se)  01    0.08  0.03  0.92  0.027  0.33  0.15  0.07  0.0021  0.0066    0.0170    0.001    0.4005    1.3770  02    0.07  0.17  0.98  0.018  0.30  0.06  0.05  0.0015  0.0104    0.0150    0.001    0.3315    1.7652  03    0.09  0.02  1.17  0.023  0.39  0.06  0.10  0.0037  0.0087    0.0091    0.005    0.001    0.4290    1.6493  04    0.08  0.05  0.95  0.020  0.35  0.021  -  0.0019  0.0048    0.0135    -    0.3584    1.5469  05    0.15  0.01  1.00  0.024  0.39  0.018  -  0.0027  0.0063    0.0158    0.001    0.001    0.3972    1.4693  06    0.07  0.06  0.89  0.018  0.47  0.05  0.07  0.0028  0.0056    0.0190    0.001    0.5005**    1.0600  07    0.19  0.29  0.69  0.016  0.25  0.21  0.12  0.0030  0.0061    0.0020    0.003    0.3520    1.2056  08    0.09  0.19  0.82  0.015  0.37  0.12  0.18  0.0011  0.0098    0.0064    -    0.4450    1.1449  09    0.08  -  1.02  0.067  0.33  0.19  0.12  0.0016  0.0066    0.0150    0.002    0.4240    1.4662  10    0.19  0.08  1.86  0.008  0.26  0.24  0.07  0.0041  0.0019    0.0180    0.002    0.3665    3.0491  11    0.35**  -  0.60  0.019  0.23  0.20  0.01  0.0031  0.0079    0.0188    0.002    0.001    0.3115    1.1295  12    0.01**  0.05  0.89  0.013  0.33  0.16  0.08  0.0024  0.0046    0.0058    0.002    0.001    0.3940    1.3183  13    0.06  0.02  2.53  0.018  1.05**  0.27  0.11  0.0033  0.0072    0.0210**    0.001    1.1745**    1.2751  14    0.07  0.01  1.10  0.060  0.32  0.23  0.09  0.0030  0.0090    0.0135    0.002    0.4255    1.5582  15    0.10  0.01  1.02  0.022  0.34  0.18  0.14  0.0025  0.0043    0.0110    0.003    0.4330    1.4448  16    0.09  0.02  1.17  0.023  0.39  0.18  0.10  0.0020  0.0054    0.0160    0.003    0.4770    1.4779

注：表1中“**”表示该成份超出预定范围；空白表示未检测出

表2

  试样编号  数量个/mm²  面积比％  平均直径μm  平均面积μm²    01    553    4.7    16.5    49.92    02    612    5.4    11.5    50.78    03    918    7.7    10.0    31.00    04    673    5.9    12.0    42.04    05    721    6.3    11.0    38.62    06    815    6.8    11.0    36.45    07    784    6.5    13.5    59.56    08    580    5.1    15.0    51.75    09    353    3.4    14.0    39.76    10    379    3.5    18.5    63.54    11    430    3.9    17.0    53.54    比较钢    450    4.2    27.5    79.71

表3

  试样编号  30分钟工具  磨损量(um)  达到VB＝100um的    时间  切屑处理性  (个数/g)    01    35    96    12    02    29    102    21    03    38    101    15    04    35    116    14    05    42    108    12    06    34    121    15    07    29    117    14    08    39    99    13    09    24    135    20    10    29    121    19    11    28    130    17    12    42    122    15    13    35    113    15    14    44    91    14    15    38    97    13    比较钢    54    108    9

表4

试样编号  主轴转速  (转/min)  进刀量  (mm)棒材表面的线速度    m/min每克所含的片数    01    4500    0.1    97.54    14    02    4500    0.1    97.54    18    03    4500    0.1    97.54    15    04    4500    0.1    97.54    11    05    4500    0.1    97.54    20    06    4500    0.1    97.54    19    07    4500    0.1    97.54    17    08    4500    0.1    97.54    18    09    4500    0.1    97.54    17    10    4500    0.1    97.54    22    11    4500    0.1    97.54    16    12    4500    0.1    97.54    17    比较钢    4500    0.1    97.54    10

表5

  试样  编号  冷拉断面  收缩率％  断面光  洁度  延伸率  ％  抗拉强  度MPa  屈服强  度MPa  布氏硬  度HV  晶粒  度  标准  ≥36  3级  ≥22  ≥390  ≤170  01  60  3级  35  498  330  143  8  03  59.5  3级  32.5  516  410  130  9  04  61  3级  32  500  405  135  9  07  57.5  4级  33.5  535  355  124  10  09  62  4级  36  488  320  144  8  14  59  3级  33  510  405  131  9  15  58.5  3级  32  515  410  128  9  比较钢  45.7  3级  25.8  475  350  165  8

表6

  试样编号  表面粗糙度Ra    (um)腐蚀后目测    评定 夹杂物长度评定  (20μm以下)    01    0.82    A    √    02    0.69    B    √    03    1.22    B    √    04    2.31    B    √    05    4.29    B    √    06    1.02    D    ×    比较钢01    3.32    C    ×    比较钢02    6.98    D    ×    比较钢03    3.56    C    ×

以上比较钢均为进口12L14钢