特殊钢精炼中的脱氧及夹杂物控制

徐匡迪1，肖丽俊2

(1．中国工程院，北京100088；2．钢铁研究总院连铸技术国家工程研究中心，北京100081)

摘 要：特殊钢是针对客户提出的质量要求，钢厂不断改进工艺，逐步提高成分、尺寸精确度和洁净度的各类钢的总称。钢中总氧量[TO]是衡量钢洁净度的重要标识，对于不同的钢种，其控制要求也不尽相同。在脱氧精炼过程中，存在着脱氧元素—钢中溶解氧、钢—渣、钢液—夹杂物、钢液—耐火材料、渣—耐火材料的反应与平衡，对钢中夹杂物的数量、组成和形态具有重要影响。通过热力学计算，比较了不同脱氧剂的脱氧能力，并介绍了典型特殊钢种(轴承钢、弹簧钢、帘线钢、电工钢、易切削钢等)精炼过程中的脱氧及夹杂物控制，分析和讨论了不同脱氧元素与钢液、熔渣以及耐火材料之间的相互作用机制。

关 键 词：特殊钢精炼；洁净钢；夹杂物控制；脱氧

特殊钢是钢铁材料的一个重要组成部分，但世界各国对此并无统一的定义。在中国，特殊钢一般是指采用特殊工艺和装备生产的、具有特殊化学成分要求并能保证特殊性能的、应用于特殊场合的钢类，它广泛应用于航天航空、军工、石化、电力、机械制造、汽车、高速列车、轻工食品、医疗卫生等国民经济的重要部门。

与普通钢相比，特殊钢要求高纯净度、高均匀性和高尺寸精度，特殊钢精炼与普通优质钢相比，除了含有合金元素及低的杂质元素(S、P、H、N等)外，一个重要特点是对钢中氧和夹杂物的要求极高。由于在脱氧钢液精炼生产过程中存在着脱氧元素—钢中溶解氧、钢—渣、钢液—夹杂物、钢液—耐火材料、渣—耐火材料间的反应与平衡，因此在冶炼不同钢种时，选用合适的脱氧剂、适当成分的炉渣和钢包材质，对控制夹杂物的数量、组成和形态至关重要。

1  特殊钢生产的现状及发展趋势

国外特殊钢生产大国主要有日本、德国、法国、瑞典、意大利和英国等，日本是汽车和机器制造强国，特殊钢生产的数量大，质量要求也高，其特殊钢生产和应用的水平是工业化国家的典型。近年来日本特殊钢的产量基本上稳定在1600万t左右，特殊钢比为15％。除满足本国的需求外，还有相当部分出口，日本特钢企业的制成品在全球具有竞争力(如住友金属的特钢无缝管、高铁轮对、新日铁的取向工钢、山阳特钢的轴承钢等)，部分产品甚至垄断国际市场(如神户制钢的气阀弹簧钢盘圆、船用曲轴等)。

20世纪70年代以前，特殊钢几乎都是由电弧炉冶炼，随着炉外精炼的兴起，“转炉—炉外精炼”逐渐取代电炉成为特殊钢生产的主要手段，而以电炉熔化废钢为特征的短流程则为城市周边回收废弃钢铁的小钢厂(Mini-mill)所采用。目前中国特殊钢生产企业有近100家，产能达到7000万t左右，2007年产量为4800万t，约占全国钢产量的8％，绝对量已超过日本位居世界第一。但其中多为优质碳结钢，真正的合金钢也就在2600万t左右。由于诸多原因，中国特钢目前生产企业小而散，深加工能力不足，产品档次不高，名牌产品缺失，市场竞争力较差，一些高质量、高附加值的产品仍然依靠进口(每年有近200万t)。

对于中国特殊钢产业还必须通过强化资源的合理配置和专业化分工，通过向下游延伸产业链来实现更高的效益。同时要加强各类高附加值特殊钢产品的研究开发，实现提升品牌的战略，要像瑞典SKF公司的轴承钢、Sandvik公司的工具钢、Avesta公司的不锈钢、Erasteel公司的高速钢和Hoganas公司的粉末钢那样，以质量优异的名牌产品满足市场需求。表1为几个典型特殊钢种对洁净度及夹杂物尺寸、形态控制的要求[1]。

2  钢液中合金元素脱氧的基础理论分析

在炼钢吹氧过程中，随着C、Si、Mn、P等元素的氧化，钢中溶解了过多的氧，称为溶解氧[O]S。出钢时，在钢包内进行脱氧合金化，把[O]S转变成氧化物夹杂(可用[O]S表示)，并希望其上浮去除，从而达到降低钢中氧含量的目的。由于成品钢中溶解氧难以测定，故通常以钢中总氧量[TO]反映钢中氧及夹杂物的水平(表1)。

[TO]=[O]S+[O]I                     (1)

为研究铁液中各元素的脱氧能力，可以采用该元素被氧化并达到平衡时氧位的大小来表示：

(x／y)[M]+[O]=(1／y)(MxOy)           (2)

表2为各合金元素脱氧的热力学数据[2-3]，通过热力学计算，各元素的脱氧能力的比较如图1所示，由图1可以看出，Si和Mn的脱氧能力较弱，难以将钢液中的氧含量降到很低。因此，目前普遍采用Al脱氧，以轴承钢为例，根据轴承钢成分(表3)，考虑各元素在钢液中的相互作用系数(表4)[3]，通过热力学计算表明，钢液中含质量分数为0．03％的Al即可将轴承钢中的溶解氧质量分数降低至5×10-6以下，如图2所示。

但是用铝脱氧存在Al2O3夹杂物会引起连铸水口结瘤、造成钢液浇注中断的问题。此外，Al2O3夹杂也会使耐热钢的蠕变脆性、高温强度降低，轴承钢、车轮钢的疲劳性能恶化等。在实际生产中，为了控制夹杂物的成分和形态，降低脆性夹杂物对钢材质量的不良影响，常用Al-Si、Si-Mn、Ca-Si、Si-Ca-Ba等复合脱氧剂进行脱氧。采用复合脱氧剂时可以形成相互溶解的复合脱氧产物，与单独脱氧生成纯氧化物相比，其生成物的活度小于1，如图3[3]和图4所示，从而强化了脱氧反应。此外，由于复合脱氧剂的生成物在钢液温度下多为液体，更有利于集聚上浮去除，从而加快了脱氧速度，并能提高钢的洁净度。

在常压下冶炼时，碳的脱氧能力小于铝，而在真空下，由于碳的脱氧产物是CO气体，降低压力时平衡向生成CO的方向移动，使碳的脱氧能力显著提式中：PCO为氧化碳的分压，Pa；P0为常压，P0=101325Pa；αC和αO分别为钢液中碳和氧的活度，其中αC=fCw([C])，αO=fOw([O])；fC和fO分别为碳和氧的活度系数。根据式(4)可以计算出当气相压力降低至133．3Pa时，碳的脱氧能力将超过铝。

但是在实际情况下，由于热力学碳氧平衡关系只在气─液界面上才有效，由钢液深度造成的静压力和气泡产生的毛细管压力都要比钢液面上的气相压力高得多，因此钢包真空处理时碳的脱氧能力并不像理论计算那样，可以随着真空度提高而线性地提高。通过向钢液中吹入惰性气体，或者用RH、DH等钢液循环处理的办法，可避免钢液静压力的影响，提高真空碳脱氧效率。

采用真空碳脱氧替代部分铝脱氧工艺，可提高钢液洁净度。RH处理过程中钢水氧含量变化如图5所示，当循环5min后，钢水中溶解氧质量分数可稳定在100×10-6以下，此时加入铝粒进行终脱氧，可降低铝加入量约0．38～0．43kg／t，Al2O3的生成量明显减少[4]。

根据真空下的碳氧平衡关系，当真空度达降到到1．33Pa时，MgO将被还原，如图1所示。因此，通过真空碳脱氧工艺冶炼不同成分的钢种时，需要考虑耐火材料和渣相中的氧化物有可能被[C]还原，并向钢中供氧的情况，如图6所示[5]，当采用MgO、Al2O3或CaO质耐火材料时，将会发生如下反应：

此外，当钢液中氧和铝含量较低时，还需要考虑耐火材料和渣相中的氧化物向钢液供氧的可能性，如：

(MgO)(s)=Mg(g)+[O]                       (8)

(Al2O3)(s)=[Al]+[O]                         (9)

3  典型特殊钢的脱氧及夹杂物控制

尽管用户对钢材质量提出了各种各样的要求，但洁净度只是一个相对的概念，因为钢液精炼时要和耐火材料、炉渣相接触，同时凝固过程又不可避免地存在杂质元素的偏析及二次反应，所以绝对纯净的钢是不可能商业化生产的。为此，欧洲钢铁工业者认为：洁净钢是客户工程学的结果。具体来说，它是客户的质量要求与钢厂工程可能性之间谈判和协商的结果，当然随着冶金装备、工艺技术的不断进步，钢中杂质的含量也在不断地降低，表5列出了洁净钢的主要生产技术[6]。

3．1  轴承钢的脱氧及夹杂物控制

轴承钢中存在的氧化物系夹杂物(如Al2O3、CaO-Al2O3等)在轴承承受高速交变负荷时，会成为极为有害的基体中应力集中的裂纹源，是造成疲劳断裂的主因。通过降低钢中氧含量可显著提高轴承的疲劳寿命。大量试验表明，当总氧质量分数从30×10-6降到15×10-6时，轴承的寿命可增加5倍左右，降低至5×10-6，寿命可提高100倍。尽管用[TO]含量来描述洁净度是简单可行的，但单纯用这一指标作为判据显然不够全面。以轴承钢为例，其中电渣重熔钢，虽然其[TO]含量要比EAF+EBT高1倍左右，但疲劳寿命相似，均可接近108，这是因为[TO]并不能反映夹杂物的类型、尺寸及分布[7]。在相同总氧含量条件下，若通过将钢中最大夹杂物的粒度减小到10μm以下，则可进一步提高轴承使用寿命，如图7所示[8]。

按照非金属夹杂物降低钢材抗疲劳破坏性能的影响，从强到弱大体上可以排成以下顺序：Al2O3夹杂物、尖晶石类夹杂物、CaO—Al2O3系或MgO—Al2O3。系球状不变形夹杂物、大尺寸TiN、半塑性硅酸盐、塑性硅酸盐、硫化锰。图8为轴承钢中典型夹杂物的形貌，其中大级别D类夹杂物组成为O—Al—Ca—S、C—Al—Mg—Ca—(S)和Ti—N—Cr，大级别B类夹杂物组成为O—Al—Ca和O—Al—Mg—Ca[9]。有研究指出，在轴承钢钢包精炼时，改变CaO—Al2O3渣系的组成，从图9中的A区转到B区，在w(CaO)／w(Al2O3)为1．8时，Al2O3吸收能力为最大，轴承钢中的总氧质量分数可从平均值12×10-6降低至8×10-6，如图10所示[10-11]。

3．2  帘线钢的脱氧及夹杂物控制

对于子午线轮胎用帘线钢，为了防止拉丝和合股过程断丝，要求钢中夹杂物为热轧过程变形良好的塑性夹杂物。为此，必须严格限制钢中[Al]含量，并控制夹杂物中的Al2O3含量在合适范围内，如图11所示[12]。

图12为CaO—SiO2—Al2O3和MnO—SiO2—Al2O3系的状态图，图中标注区域为熔点低于1350℃的成分区域，对于子午线轮胎用钢帘线，通常认为在此成分域内的夹杂物，在热轧过程能够发生良好变形[12]。

采用Si-Mn脱氧，由于钢液中[Al]初始含量很低，炉渣中会有部分Al2O3还原，少量[Al]进入钢液。由于[Al]具备强的脱氧能力，当钢液含中[Al]小于10×10-6时，脱氧反应转变为：

4[Al]+3SiO2(s)=3[Si]+2Al2O3(s)

△Gθ=–720689+133．0T    (10)

因此，对要求夹杂物塑性化的帘线钢，炉外精炼过程采用的炉渣成分对夹杂物控制结果有重要影响。为了将钢液[Al]质量分数控制在0．0005％以下，以获得CaO—SiO2—Al2O3系或MnO—SiO2—Al2O3系塑性非金属夹杂物，精炼采用的炉渣碱度R（w(CaO)／w(Al2O3)）和炉渣Al2O3含量均不能高。当炉渣的R控制在1．0，炉渣Al2O3质量分数控制在8％左右(图13)，可将钢中MnO—SiO2—Al2O3系夹杂物控制在塑性夹杂物成分范围[12]。

3．3  弹簧钢的脱氧及夹杂物控制

对弹簧钢疲劳寿命产生有害影响的非金属夹杂物主要是热轧状态下不变形的脆性夹杂物，它们是Al2O3、CaO·Al2O3、MnO·SiO2等富Al2O3的氧化物夹杂。而通过脱氧二次精炼，降低钢中[TO]含量和使钢中的夹杂物转变成热轧状态下可变形的低熔点塑性夹杂物，可以提高弹簧钢的疲劳寿命。图14为弹簧钢中CaO-SiO2-Al2O3夹杂在不同工序处的形态[13]。

随着弹簧的高应力化和使用条件的苛刻，非金属夹杂物已成为破坏弹簧的主要原因，因此弹簧钢对钢液洁净度的要求与日俱增。二次精炼技术的日臻完善，为大批量廉价生产低夹杂物含量的优质弹簧钢提供了可能。钢包吹氩、LF、RH精炼等可以明显降低气体和各种非金属夹杂物含量。如使用RH脱气技术，钢中氧质量分数可降低至(21～33)×10-6，进一步采用RH的超低氧(ULO)处理，并使用高级耐火材料以及改进连铸工艺等，可使氧质量分数大幅度下降，达到(10～11)×10-6，瑞典SKF公司要求钢中氧质量分数低于15×10-6，D类夹杂物低于B类夹杂物。相关试验证明采用铝预脱氧、钡合金终脱氧及夹杂物变性处理工艺可以使弹簧钢的氧质量分数降低到15×10-6以下，氧化物夹杂中Al2O3的比例小于40％[14]。

夹杂物变性处理的关键工艺是使用铝含量尽可能低的硅铁脱氧(脱氧控制技术)，然后用低碱度渣在钢包炉中精炼(合成渣精炼技术)，使钢中夹杂物组成控制在低熔点且有良好变形性的组成范围内(图15)，并通过吹氩或电磁搅拌使液态夹杂物聚集上浮[15]。

3．4  电工钢的脱氧及夹杂物控制

电工钢主要用作各种电机和变压器的铁芯，是电力和电信工业中不可缺少的重要软磁合金。由于夹杂物本身为非磁性或弱磁性物质，形成附着在夹杂物上的楔形附加磁畴，而且这些楔形畴会将近旁的畴壁联合起来，产生更加复杂的磁畴，使磁化困难，磁滞损耗增加[16]。

对于取向硅钢而言，杂质含量、夹杂物和析出物数量及分布状态等对形成(110)[001]织构的二次再结晶发展或者是晶粒取向度有很大影响。为了在取向硅钢中获得(110)[001]位向的二次再结晶晶粒，必须在脱碳退火和最终高温退火(900～1100℃)升温过程中有力地抑制初次再结晶晶粒的正常生长和促进(110)[001]取向晶粒迅速长大。因此，取向硅钢中需要有一些称为抑制剂的细小、弥散析出相质点或晶界偏聚元素，其作用是为了抑制初次晶粒正常长大，使具有{110}<001>位向的初次晶粒(二次晶核)能够吞并周围的其他初次晶粒而发生异常长大，即发生二次再结晶。

然而抑制相(MnS、Cu2S、AlN等)本身也对磁性有害，还可能抑制二次再结晶晶粒长大，因此抑制相的选用必须具备两个条件：1)细的弥散抑制相均匀分布或富集于初次晶粒晶界；2)二次再结晶开始后，随着温度的升高，抑制相质点先通过Ostward效应粗化，随后溶解丧失抑制作用，从而促进二次晶粒进一步长大，最终在1180～1200℃纯干氢气下去除对磁性有害的S和N等元素，即所选用抑制剂应为亚稳定性的。当钢中存在大量的氧化物夹杂时，极易成为抑制剂的形核核心，形成复合夹杂物(图16)[17]，降低抑制剂的抑制能力，不易发展完善的二次再结晶组织，且氧化物夹杂为稳定化合物，不易在最终高温退火过程中分解，从而降低成品磁性能。因此，取向硅钢的脱氧工艺及夹杂物控制对其成品磁性能的影响至关重要，当采用硅脱氧时，先形成SiO2夹杂，后续加铝时，由于铝的脱氧氧位比硅低，钢液将再次脱氧，形成Al2O3或者甚至和先前生产的SiO2反应生产粗大硅酸盐夹杂。而先采用铝脱氧时，后续的加硅调成份时，将不发生进一步脱氧，钢中不存在SiO2，可以避免粗大硅酸盐夹杂的形成，从而提高磁性能[18]。

对无取向硅钢而言，氧更是有害元素，氧形成的SiO2、Al2O3和MnO等氧化物夹杂，使磁性降低。无取向电工钢中铝元素可提高电阻率，促进晶粒粗化，缩小γ区，减少铁芯损失；但铝质量分数在0．005％～0．14％之间易形成细小的AlN，阻碍晶粒长大，同时使(111)组分增加，织构变坏，从而增加铁损并降低磁感，所以钢中铝质量分数一般控制在大于等于0．2％或小于等于0．005％。对于低铝无取向电工钢的冶炼，一般在RH精炼脱碳结束后，先采用适量FeAl合金预脱氧，然后向钢中依次加入FeSi、FeMn合金调整钢的化学成分。采用适量FeAl合金预脱氧的主要目的是，最大限度地降低钢中[Al]，避免形成AlN微细夹杂，同时将钢中[TO]含量控制在合理范围。过低的[TO]含量会增加炼钢的脱氧成本，而过高的[TO]含量又会在钢中形成大量夹杂物，抑制退火过程中的晶粒长大。因此，需严格控制FeAl的预脱氧效果，确保在钢中加入FeSi合金前尽可能低的游离氧含量。图17为FeSi合金加入前的游离氧含量对铁损的影响[19]。

Kurasaki Y．等研究表明[20]，减少钢中易变形伸长的B类夹杂，降低夹杂中的MnO含量，将夹杂物成分控制在如图所示的圆点区域(图18)，形成在轧制过程中不易被变形拉伸的球形夹杂物，可以粗化成品晶粒，降低铁损(图19、20)。

3．5  易切削钢的脱氧及夹杂物控制

在易切削钢中非金属夹杂物的作用是在切削过程使钢材被加工部分产生应力集中，导致其内部裂纹的产生和扩展，从而自动断屑与排屑；另一方面，钢中夹杂物尤其是氧化物及氮化物对刀具有严重的磨损作用，必须避免，或在冶炼过程中对其进行改性，降低其熔点和硬度。因此，钢中夹杂物的熔点、形态、数量、大小以及分布对钢的易切削性能有较大的影响。

硫化物的形态控制是硫易切削钢最重要的特性，对于一般钢种，需将钢中氧含量控制在较低水平，而对于易切削钢，钢中适量的氧有利于改善硫化物。因此，一般易切削钢选择不完全脱氧，在硫系易切削钢中，硫化锰夹杂物的形态有I型、Ⅱ型和Ⅲ型，其形态的生成与钢的脱氧有关。当钢中氧质量分数大于0．020％时，生成高熔点、大颗粒、分布均匀的I型硫化锰夹杂，热轧过程不易变形，在钢中呈纺锤形或椭圆形，有利于提高钢的切削性能；当钢中氧质量分数低于0．01％时，在晶界处生成薄膜状或小圆球链状低熔点的Ⅱ型硫化锰夹杂，热加工时易变形，切削性能和力学性能都较差；当钢中氧含量极低时，将生成带棱角的、更易变形的Ⅲ型硫化锰夹杂，将使得钢的切削性能和力学性能更差[21]。然而，硫系易切削钢中的氧含量也并非越高越好，氧含量过高会影响铸坯的表面质量，产生皮下气泡，并且氧化物夹杂含量过高对刀具的磨损也不利，最终也会影响成品的表面质量与性能。图21为线材中的氧质量分数从0．0060％升高到0．0140％时，MnS夹杂的形态从长条形变为纺锤形或球形，提高了钢的切削性能[22]。

为了获得球形或纺锤形夹杂物，常向钢中加入变性剂，控制钢中氧化物和硫化物的形态，变性剂与硫的亲和能力应大于锰，并能与脆性氧化物夹杂起反应生成复合夹杂物，一般选用钙质量分数30％的硅钙线作为变性剂，通过喂线加入钢包，生成以氧化物Al2O3、mCaO·Al2O3为核心，外围含有MnS、(Mn，Ca)S的硫化物或球形、纺锤形的MnS，在热轧时不被拉长，在易切削的同时提高钢材的性能。硫化物的形态和组成由w([Ca])／w([S])比控制，硫化物变性指数RCa可由式(11)表示[23]：

当RCa>1时，硫化物完全变性；1>RCa>0．4，硫化物基本变性；0．4>RCa>0．2，硫化物不完全变性。以080M40硫易切削钢为例，钢中w([S])和w([Al])的内控目标分别为0．035％和0．025％，钢液钙处理温度(VD后)1550～1570℃，则可根据热力学关系可以计算出氧化物夹杂和硫化物夹杂变性所需的有效钙含量应不小于0．0002％[23]。

4  耐火材料及炉渣对钢中夹杂物的影响

在炼钢过程中，由于钢液始终与炉渣以及耐火材料接触，因此，在一定温度条件下，钢液中的合金元素和夹杂物将有可能与炉渣和耐火材料中的CaO、MgO和SiO2等化合物发生相互作用，如：

2[Al]+3(2aO)=3[Ca]+(Al2O3)                   (12)

2[Al]+3(MgO)=3[Mg]+(Al2O3)                   (13)

尖晶石夹杂是不锈钢中的有害夹杂，其极易附着在浸入式水口内壁并逐渐增厚，脱落后成为大型夹杂物混入铸坯，对不锈钢的性能和表面质量产生巨大危害作用[24]。Nishi T．等[25]研究表明，在与炉渣共存下的304不锈钢钢液脱氧实验中，渣中的MgO能被钢液中的Al还原，所生成的钢液中Mg和Al2O3的反应生成MgO·Al2O3。此外Todoroki H．等[26]研究表明，即使采用Fe-Si合金脱氧时，钢液中作为杂质元素存在的Al也有可能还原渣中的MgO生成MgO·Al2O3。Ehara Y．等[25]的研究也证实钢中即使存在微量Al，钢液中也能生成MgO·Al2O3尖晶石夹杂(表6)。图22为温度为1823 K时，304不锈钢液中MgO、Al2O3、MgO·Al2O3和CaO·Al2O3·2SiO2的相平衡图。

在冶炼温度、脱氧剂种类以及脱氧剂加入量等冶炼工艺条件一定的情况下，耐火材料是影响钢中氧含量的重要因素之一，根据氧化物的氧位图可以选择在不同冶炼工艺条件下，即在不同钢液氧含量和不同冶炼温度下可以使用的耐火材料，例如，如果与钢液平衡的氧分压通过脱氧控制在10-15Pa，由在1600℃的冶炼条件下，理论上可以作为洁净钢冶炼耐火材料的有Al2O3，MgO和CaO，而Cr2O3、MnO和SiO2则不能使用，即这些氧化物作为耐火材料将向钢液中供氧，对钢中的氧含量产生影响[26]。

近年来钢包耐火材料低SiO2化的进展是由于耐火材料中的SiO2被钢中的Al所还原而生成Al2O3，使高纯度钢的质量变坏所致。因此在生产高纯度、高洁净的特殊钢时，耐火材料应选用不污染钢液的低SiO2、低Fe2O3中性或碱性耐火材料，如低SiO2的高铝砖和MgO-C质耐火材料等。而对于超低碳钢(如超低碳400系铁素体不锈钢)，则需采用MgO-CaO质碱性耐火材料。

城田等人[29]调查过用2．5t的真空感应炉熔炼时，耐火材料对钢中氧含量的影响，氧含量依Ca基、白云石、高铝、锆质的次序变高，如图23所示，进一步在大量生产轴承钢中，160t钢包使用白云石砖结果，氧含量比高Al2O3砖低1×10-6。其次，伊吹等人[30]研究了以轴承钢为对象，钢包耐火材料通过由中Al2O3改成低SiO2、的高Al2O3，钢中氧含量可降低约10％。图24为耐火材料种类对深脱氧钢中氧含量的影响，图中的纵坐标为钢液中的实测氧含量，横坐标为耐火材料的氧势指数(IOP相对密度)，其计算方法如下式[28]：

由图24可见[31]，随着耐火材料氧势指数的增大，钢液中的氧含量明显增加。因此，对于生产高纯度、高洁净的特殊钢，耐火材料应选用不污染钢液的低SiO2、低Fe2O3中性或碱性耐火材料。

此外，在特殊钢冶炼过程中，通常使用Al进行深脱氧，因脱氧产物Al2O3熔点较高，且不易聚合，很难通过上浮去除，而采用CaO基耐火材料可以改变Al2O3夹杂物的形态，形成熔点较低的Ca12Al14O33熔点约为1400℃，有利于上浮去除，从而达到降低钢中Al2O3含量的目的。图25为CaO系和非CaO系耐火材料时耐火材料吸收Al2O3夹杂含量的变化，可见使用CaO系耐火材料可以明显减少Al2O3夹杂含量[28]。

5  结论

1)特殊钢是对氧含量及夹杂物类型均有严格要求的各类钢的总称，它们的洁净度是用户与钢厂之间按钢材使用性能要求及钢厂生产的可能性达成的用户工程学结果。目前钢中总氧量[TO]是衡量特殊钢洁净度的一个重要标识，但要满足不同钢种、不同用户的最终使用性能，还要看夹杂物的类型、尺寸和分布。

2)要达到不同钢的性能要求，需分别选择不同的脱氧剂和变性剂提高特殊钢的洁净度，根据钢材的服役条件来控制夹杂物的不同形态，提高钢材可加工性与使用性能，满足用户需求。

3)要保证特殊钢的洁净度及夹杂类型，还需充分考虑钢液、炉渣和钢包材质的相互作用及其对夹杂物组成和形态的影响。一般来讲，能吸纳高熔点脆性夹杂的精炼渣及低SiO2的碱性耐火材料，是特殊钢洁净度的重要因素。

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