CN102226252B - 具有超长接触疲劳寿命的高强韧渗碳轴承钢及制备方法 - Google Patents

Abstract

一种具有超长接触疲劳寿命的高强韧渗碳轴承钢及制备方法，属于合金钢技术领域。该钢的化学成分重量百分数为：C：0.16％～0.24％，Si≤0.10％，Mn≤0.10％，Cr：0.30％～1.50％，Ni：1.5％～4.5％，Mo：0.30％～1.50％，Nb 0.02％～0.10％，V：0.3％～0.9％，余为Fe及不可避免的不纯物，其中[N]+[O]+[H]+P+S≤0.0080％，Ti≤0.0030％。特别涉及服役过程中抗冲击载荷、尺寸稳定且具有超长接触疲劳寿命高强韧渗碳轴承钢。优点在于，与现有技术相比具有表面高硬度、芯部高强韧、高的材料尺寸稳定性、高弯曲疲劳强度极限、超长接触疲劳寿命。

Description

具有超长接触疲劳寿命的高强韧渗碳轴承钢及制备方法

技术领域

本发明属于合金钢技术领域，特别是提供了一种具有超长接触疲劳寿命的高强韧渗碳轴承钢及制备方法。

背景技术

轴承作为高速列车、特殊车辆、冶金及工程机械传动系统的关键构件，其不仅是整机性能、寿命和可靠性的制约因素，同时影响整机的稳定性、安全性。随着传递能量增加，转速、温度和寿命增加，特别是高速列车剧烈的蛇行运动所导致的轮对轴承强烈的冲击作用以及轧机轴承的高冲击载荷，要求轴承具有更高承载能力，即轴承钢芯部高强韧性，表面超硬化；轴承在高速、高冲击状态下能够连续稳定可靠的工作，例如高铁轮对轴承单元检修里程要求达到120万公里，因此基于渗碳轴承钢高强韧下的高可靠性、长寿命、高稳定性显得至关重要。

日、欧、美高性能轴承钢标准或者技术条件在钢种水平、冶金质量及其尺寸精度方面的要求逐渐形成共性。采用低碳钢表面渗碳处理，是提高接触疲劳寿命和弯曲疲劳极限强度最为有效的方法。目前国内轴承热处理工艺水平发展较快，借鉴欧美先进渗碳轴承材料和工艺，国内高性能外径超过200mm大型轴承开发取得了显著进步。渗碳热处理工艺以及渗碳层控制乃至轴承结构设计、制造、润滑、密封等还有待进一步试验、研究。高铁轴承由渗碳轴承钢制造，轴承钢芯部具有良好韧性，渗碳表面硬度高，可以承受强烈冲击载荷，抗疲劳性能好。尽管美国、欧洲和日本在高性能渗碳轴承材料方面遵循的标准不同，选用轴承材料也有所差异。冶金质量与精细组织显著影响高速列车等高性能轴承的可靠安全性为人们所共识。我国汽车、铁路、装甲车辆和舰船发动机以及传动系统上的轴承，因服役条件不同，轴承用钢分别采用20CrNiMo、18Cr2Ni4WA和12CrNi3A等渗碳钢。另外，国内外轴承使用工况不同，如我国高速铁路轮对轴承相比国外其服役环境更为苛刻与复杂，表现为运行时间较长，温度变化较大，钢轨质量及其平直度等影响作用等。对高速列车用轴承钢特别是轮对轴承用钢提出更高和更为综合的性能与质量要求。从高速列车、冶金机械服役过程来看，基于轴承钢的良好的工艺性能和力学性能，轮对轴承钢的接触疲劳性能和弯曲疲劳性能显得更为重要。我国专利ZL200610089371.7、通过加入0.01～015％Nb元素细化晶粒，开发高强度Cr-Ni-Mo系重载齿轮钢；我国专利(公开号：CN101319294A)通过Nb、B、Ti元素加入，与20CrMoH相比，齿轮钢疲劳极限强度和接触疲劳寿命分别提高15％和30％。日本材料学者(KOYO Engineering Jorunal No.150(1996))通过调整Ni元素含量，研发CH213渗碳轴承钢，具有较高冲击韧性和滚动接触疲劳性能。国内对类似成分渗碳轴承钢进行力学性能和疲劳性能测试，并对其弯曲和接触疲劳性能进行对比分析。但基于成分与工艺优化所获得综合力学性能以及超长接触疲劳性能还未见报导。

发明钢通过化学成分设计与配比精确控制以及高纯净度、高均匀性和晶粒细化工艺技术的控制，并经过与之相应最佳渗碳表面硬化工艺以及热处理工艺，使钢获得表面高硬度、芯部高强度与高韧性以及尺寸稳定性、超长接触疲劳性能和较高弯曲疲劳强度的良好配合。

发明内容

本发明的目的在于提供一种具有超长接触疲劳寿命的高强韧渗碳轴承钢及制备方法，是一种能承受冲击载荷。尺寸稳定具有优异的疲劳性能和高强韧渗碳轴承钢。该钢主要适用于承受冲击载荷和抗疲劳的零部件，要求所采用的材料必须具有良好的强韧性能配合和较高的渗碳表面硬度，以及良好的抗冲击性能。

根据上述目的，本发明所采用的技术方案是：(1)通过Cr-Ni-Mo成分设计、超纯冶炼和热加工工艺优化，采用适当渗碳工艺及热处理制度，提高钢的强度、韧性以及硬度；(2)加入适量的微量元素V、Nb等，辅之适当热加工工艺，从而保证奥氏体晶粒度大于8级细化钢的晶粒，提高钢的强度和韧性以及疲劳性能；(3)采取超纯冶炼控制钢中氧氮氢和杂质元素，使夹杂物尺度不大于6μm；精确控制渗碳工艺过程，使碳化物尺度不大于2μm，提高钢的尺寸稳定性、抗冲击性能和疲劳性能。本发明的关键之处是基于确定的材料成分范围，冶金质量控制和冶炼、热加工、渗碳及其热处理工艺的有机结合，突出表现在材料组织细小、均匀和稳定性，表面硬度与芯部强韧性等方面的稳定控制，进而提高接触疲劳性能与旋弯疲劳性能。结果在获得高硬度和高强韧的同时，显著提高轴承钢接触弯曲疲劳性能，使钢在服役过程中具有优异的抗疲劳破坏性能。

本发明钢的具体化学成分(重量％)为：C：0.16％～0.24％，Si≤0.10％，Mn≤0.10％，Cr：0.3％～1.5％，Ni：1.0％～4.5％，Mo：0.3％～1.5％，Nb 0.02％～0.10％，V：0.3％～1.0％，余为Fe及不可避免的不纯物，并且[N]+[O]+[H]+P+S≤0.0080％，Ti≤0.0030％。

本发明首先进行低杂质原材料的成分配比与控制，采用真空感应和真空自耗工艺相结合超纯净冶炼工艺，进行钢的锻(轧)温度控制，开锻(轧)温度在1000℃～1100℃，终锻温度不大于900℃；采用钢的渗碳以及热处理工艺控制：渗碳温度范围为900℃～960℃，淬火温度范围为890℃～930℃，深冷温度不高于-70℃，回火温度范围为160℃～200℃。使得夹杂物尺度不大于6μm；渗碳层碳化物尺度不大于2μm，晶粒度细于9级，残余奥氏体低于2％；

钢控制抗拉强度Rm≥1400MPa，冲击功A_KU≥120J，渗碳表面硬度≥62HRC；

当主要适用于服役过程尺寸稳定的零部件；在20～100℃范围内，4000MPa应力和循环次数10⁹试样尺寸变化率小于0.01％。

当主要适用于长期服役过程中要求抗疲劳的零部件；接触疲劳寿命在4000MPa应力下循环次数达到10⁹；循环次数10⁷下弯曲疲劳极限强度不小于900MPa。

本发明各元素的作用及配比依据如下：

C：主要固溶强化和碳化物形成元素。为保证足够的强度和硬度，C含量须在0.16％以上；但C含量高于0.24％时会使材料韧性显著降低，进而降低轴承心部韧性。因此，C含量限定在0.16～0.24％。

Si、Mn：导致渗碳层容易氧化，降低渗碳层韧性，降低轴承接触疲劳强度。尽管Si具有抗回火性能与强化基体的作用，为保证轴承钢渗层韧性，Si、Mn含量应控制在0.10％以下。

Cr：能够有效提高钢的淬透性并形成稳定的碳化物。提高强度和耐磨性，进而提高滚动接触疲劳寿命，但Cr含量较高时会形成网状M₂₃C₆碳化物。因此，Cr含量应控制在0.30～1.50％范围内。

Ni：能够同时有效提高基体韧性和渗碳层的淬透性，进而提高钢的疲劳性能。低于1.0％时没有显著作用；但含量超过4.5％时，促进残余奥氏体大量形成，进而降低钢的硬度到60HRC以下且增加成本。因此，Ni含量应控制在1.0～4.5％。

Mo：能够有效提高基体和渗碳层的淬透性。低于0.30％时上述作用不明显；但含量超过1.50％时，促进晶界铁素体薄膜形成，降低热塑性和韧性。因此Mo含量限定在0.30～1.50％。

Nb：高温时形成碳氮化物能够细化晶粒，抑制渗碳时晶粒长大，从而有效提高钢的强度和韧性，进而提高钢的疲劳性能。低于0.02％时以上没有明显作用，高于0.10％时容易形成大颗粒碳化物。因此，Nb含量应控制在0.02～0.10％。

V：强碳化物形成元素，与C结合所形成的细小弥散碳化物可阻止加热时晶粒长大，起细晶强化和沉淀强化的作用，从而可同时提高钢的强度和抗疲劳性能。V含量低于0.30％，强化作用不明显；V含量高于1.0％，强化作用饱和并形成大颗粒一次碳化物，降低钢的韧性。因而控制V含量为0.30～1.0％。

P、S、[O]、[N]、[H]：上述元素达到一定量将降低轴承钢的韧性和疲劳性能。P、S在钢液凝固时形成微观偏析，在奥氏体后温度加热时偏聚到晶界，增加钢的脆性。[O]元素容易形成氧化物夹杂，显著影响轴承钢疲劳性能，[N]、[H]元素容易在晶界偏析，从而降低钢的韧性和接触疲劳性能。因此，[N]、[O]、[H]、P、S元素含量应控制在不大于0.0080％。

Ti：强碳氮化物形成元素，具有提高钢的强度和抑制高温时晶粒长大的作用。但形成不变形夹杂物TiN，显著降低钢的接触疲劳性能。因此，本专利控制Ti含量不大于0.0030％。

本发明的治本方法：采用真空感应和真空自耗工艺相结合超纯净冶炼工艺；钢的锻或轧温度控制，开锻或轧温度在1000℃～1100℃，终锻温度不大于900℃；采用钢的渗碳以及热处理工艺控制：渗碳温度范围为900℃～960℃，淬火温度范围为890℃～930℃，深冷温度不高于-70℃，回火温度范围为160℃～200℃；

通过原材料以及工艺控制，使得夹杂物尺度不大于6μm；渗碳层碳化物尺度不大于2μm，晶粒度细于9级，残余奥氏体低于2％。

采用原材料控制有害元素和高纯冶炼方法，成锭后经快锻开坯后锻造轧制成各种规格的棒材等产品，确保夹杂物尺度不大于6μm；成锭过程控制和快锻工艺优化保证轴承钢的均匀性；铌、钒复合加入在不同温度范围内将弥散析出MC第二相。终锻(轧)温度控制在850℃～900℃范围内，确保晶粒度在9级以上；采用渗碳工艺控制，确保碳化物尺度不大于2μm；控制残余奥氏体量并提高渗碳表面硬度，确保材料尺寸稳定性。发明钢与现有技术相比具有承受冲击载荷、尺寸稳定、弯曲疲劳强度极限高、接触疲劳寿命长的优点。发明钢不但残奥较少，晶粒细小，组织精细、强度、韧性和疲劳性能获得大幅度提高，从而保证高速列车、冶金轧机等所用轴承长的服役寿命。

具体实施方式

根据本发明所设计的化学成分范围，在400kg真空感应炉和真空自耗炉上冶炼了4炉(编号1～4)发明钢，此外3组Cr-Ni-Mo对比钢(编号5～7)，5号为20GrNiMo，6号为18Gr2Ni4Mo，7号为20Gr2Ni4A，其具体化学成分如表1所示，发明钢P、S元素含量明显低于对比钢。

发明钢首先在精选低磷硫原材料基础上进行合金元素配比，通过真空冶炼，浇注成锭，锭型直径不小于Φ360mm，经过锻造开坯，棒料直径为Φ200mm，其中开锻(轧)温度为1050℃，终锻(轧)温度为880℃，最终轧制成Φ120和Φ85棒料。发明钢和对比钢加工成标准室温拉伸试样、夏比缺口冲击试样、硬度试样、渗碳用金相试样、滚动接触疲劳试样以及旋弯疲劳试样。本发明钢和对比钢采取热处理制度：经920℃，60分钟的正火处理，后经900℃油淬后深冷通过180℃回火，测定晶粒度的试样经过研磨、抛光，并经过饱和苦味酸水溶液腐蚀后，利用截线法进行测量，碳化物和夹杂物尺度测定采用扫描电镜和图像分析仪。

发明钢与对比钢强度、韧性、硬度、夹杂物、碳化物、晶粒度测试结果见表2。从表2可以看出，发明钢的抗拉强度不小于1400MPa、冲击功不小于120J，明显高于对比钢；发明钢的晶粒度在9级以上，而对比钢在7级以下。本发明钢洁净度高，夹杂物最大尺寸不大于6μm，渗碳层碳化物细小，最大碳化物尺寸不大于2μm，明显优于对比钢，渗碳金相试样和接触疲劳试样经920℃、1.2％C强渗4h，之后在0.9％碳势下扩散6小时后，降温到900℃油冷，最后经180℃、2小时低温回火后空冷，进行试样表面硬度测试。发明钢和对比钢试样渗碳特性比较接近，发明钢与渗碳层深度不低于1.5mm，马氏体及残余奥氏体为1～2级。发明钢和对比钢试样渗碳硬度有一定区别，发明钢表面硬度在HRC62以上，高于对比钢。

表1发明钢和对比钢化学成分(％)

表2发明钢与对比钢强度、韧性、硬度、夹杂物、碳化物、晶粒度

对发明钢和对比钢试样的残余奥氏体进行测量后发现，发明钢残余奥氏体量均不大于2％，明显低于对比钢，见表3。

将渗碳热处理后的滚动接触疲劳试样进行研磨加工成最终尺寸后，在滚动接触疲劳试验机JP-52上测定接触疲劳寿命，将渗碳热处理后的滚动接触疲劳试样进行研磨加工成最终尺寸后，在旋转弯曲疲劳试验机上进行测定，发明钢和对比钢按照GB4337-84进行旋转弯曲疲劳实验。实验速度为5000rpm，试样数量为22根。疲劳实验进行试样失效或达到10⁷次时为止。实验采用升降法测定钢的疲劳极限表征钢的抗弯曲疲劳性能，旋弯和接触疲劳性能的试验结果见表3，发明钢的额定接触疲劳寿命(L10)是对比钢4倍左右，明显高于对比钢。发明钢弯曲疲劳极限为900MPa以上，明显高于对比钢。

材料尺寸稳定性测定在接触疲劳试样上进行，在循环应力4410MPa，循环次数为10⁹的条件下，在试样上测量滚道尺寸变化ΔL，试样厚度Lo为10mm，则尺寸稳定性表征为滚动尺寸变化ΔL与试样厚度Lo的比值，计算见式1，测试结果见表3。

$\mathrm{\Δl}=\frac{\mathrm{\ΔL}}{L_0}=\frac{1.0\×{10}^{-6}}{10\×{10}^{-3}}\×100\%=0.010\%---\left(1\right)$

结果发现，发明钢尺寸稳定性不大于0.010％，明显好于对比钢。

表3发明钢与对比钢残奥、尺寸稳定性、旋弯强度、接触疲劳寿命

从表2、表3可以看出，与对比钢相比较。发明钢表现出良好的强韧性配合和尺寸稳定性及其超长的接触疲劳寿命和优异的抗旋弯疲劳性能。

Claims (1)

1.一种具有超长接触疲劳寿命的高强韧渗碳轴承钢，其特征在于，化学成分按重量百分配比为：C ：0.16 %~ 0.24 %，Si≤0.10％，Mn≤0.10％，Cr：0.30％~1.50%， Ni：l.5％~4.5%，Mo：0.30％～1.50%，Nb：0.02％~0.10 %，V：0.3％~0.9 %，余量为Fe及不可避免的杂质；并且[ N ]＋[O]＋[H]＋P＋S≤0.0080％，Ti≤0.0030％；

该钢控制[ N ]＋[O]＋[H]＋P＋S≤0.0080％，Ti≤0.0030％，夹杂物尺度不大于6μm；渗碳层碳化物尺度不大于2μm，晶粒度细于9级，残余奥氏体低于2％；

该钢控制抗拉强度Rm≥1400MPa，冲击功A_KU≥120J，渗碳表面硬度≥62HRC；

该钢适用于服役过程尺寸稳定的零部件；在20～100℃范围内，4000MPa应力和循环次数10⁹试样尺寸变化率小于0.01%。

2、根据权利要求 1 所述的具有超长接触疲劳寿命的高强韧渗碳轴承钢，其特征在于，该钢适用于长期服役过程中要求抗疲劳的零部件；接触疲劳寿命在4000MPa应力下循环次数达到10⁹；循环次数10⁷下弯曲疲劳极限强度不小于900MPa。

3. 一种制备权利要求1所述具有超长接触疲劳寿命的高强韧渗碳轴承钢的方法，其特征在于，制备工艺中控制如下技术参数：

采用真空感应和真空自耗工艺相结合超纯净冶炼工艺；钢的锻或轧温度控制，开锻或轧温度在1000℃~1100℃，终锻温度不大于900℃；采用钢的渗碳以及热处理工艺控制：渗碳温度范围为900℃~960℃，淬火温度范围为890℃~930℃，深冷温度不高于-70℃，回火温度范围为160℃~200℃；

通过原材料以及工艺控制，使得夹杂物尺度不大于6μm；渗碳层碳化物尺度不大于2μm，晶粒度细于9级，残余奥氏体低于2％。