CN102226253A - 一种高速铁路用渗碳轴承钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

一种高速铁路用渗碳轴承钢及其制备方法，属于铁路用钢技术领域。轴承钢化学元素的重量百分配比为：C：0.18％～0.24％，Si≤0.10％，Mn≤0.10％，P≤0.01％，S≤0.005％，Cr：0.5％～2.0％，Ni：1.5％～4.5％，Mo：0.3％～1.5％，Nb：0.02％～0.10％，V：0.3％～0.9％，余为Fe及不可避免的不纯物。其制备包括以下工艺过程：成分配比与控制→真空冶炼→钢锭热加工成材→钢材表面渗碳硬化处理→钢材热处理。优点在于，满足高速列车用轴承钢的服役过程中要求，实现表面高硬度、芯部高强度、高韧性的良好配合。

Description

一种高速铁路用渗碳轴承钢及其制备方法

技术领域

本发明属于铁路用钢技术领域，特别涉及一种高速铁路用渗碳轴承钢及其制备方法。

背景技术

随着铁路运输向高速化、重载化方向发展，轴承作为高速列车机械传动系统的关键构件，其不仅是转向架性能、寿命和可靠性的制约因素，同时影响整个车辆的稳定性、安全性。随着负载、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冲击作用，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；高速列车轴承在高速、高冲击状态下能够长期连续稳定可靠的工作，铁路轴承钢的质量、轴承设计以及轴承制造是影响轴承寿命的三个主要因素，其中轴承钢质量至关重要。轴承工作状态为承受高的、集中的交变载荷，其接触部分仅集中在几个点或线上，兼有滚动与滑动，因此，要求高速列车用轴承钢应具备高的韧性、高的强度、高的硬度。

日本是高速铁路发展最早的国家，其高速列车轴承材料从高碳铬轴承钢发展为渗碳钢，一直采用高洁净度和高强度路线。历经20多年的新干线高速运用实践，表现出极高的可靠性，且故障率很低，说明建立在坚实研发基础上的轴承材料与日本高速铁路使用条件的匹配度良好。欧美高速铁路轴承材料采用渗碳钢，特别强调韧性，采用的是高韧性基础上的高强度技术路线，在保证可靠性前提条件下逐渐增加轴承服役寿命。

日、欧、美高速列车轴承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。采用洁净、细晶、低碳钢进行表面渗碳处理是提高轴承服役寿命最为有效的方法。经过渗碳热处理工艺，在淬硬层内获得非常细的马氏体组织，使表面强度显著提高，同时产生压缩残余应力。提高轴承的耐磨性和抗疲劳性能，我国高速铁路轮对轴承相比国外其服役环境更为复杂，主要表现为运行时间较长，连续运行二三十个小时，温度变化较大，从零下30多度到零上30多度，钢轨质量影响作用，如钢轨平直、磨损以及接头特征。对轮对轴承用钢提出更高的要求。德国和我国(专利ZL200610089371.7)通过提高Cr含量，降低Ni含量，控制淬火变形，所开发渗碳钢的抗拉强度达到1400MPa、冲击功为100J，主要作为汽车领域的齿轮用钢。国内研究和报导了一些渗碳轴承钢进行成分范围控制和采取加入铌微合金化等措施。但基于成分设计与控制、微合金化与热加工、热处理及其渗碳工艺优化及控制使得轴承材料获得综合力学性能还未见报导。

发明钢通过降铬增镍和微合金化总体思路进行化学成分设计与合金元素配比精确控制，并采取高纯净度、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的良好配合。

发明内容

本发明目的在于提供一种高速铁路用渗碳轴承钢及其制备方法，使其同时具备高强度、高硬度、高韧性。

本发明的高速铁路用渗碳轴承钢的化学元素的重量百分配比为：C：0.18％～0.24％，Si≤0.10％，Mn≤0.10％，P≤0.01％，S≤0.005％，Cr：0.5％～2.0％，Ni：1.5％～4.5％，Mo：0.3％～1.5％，Nb 0.02％～0.10％，V：0.3％～0.9％，余为Fe及不可避免的不纯物其余为Fe及不可避免的杂质。并且，控制砷锡钛铋铅元素含量：As+Sn+Ti+Sb+Pb≤0.060％；真空冶炼后钢锭中[O]+[N]+[H]≤0.0040％。

本发明通过添加适宜数量的C-Cr-Ni-Mo-Nb-V合金元素，并经过渗碳处理和合适的温度淬回火，表面组织为马氏体上分布细小、弥散碳化物；芯部组织为板条马氏体基体上沉淀析出细小、弥散的第二相，使钢获得高强度、表面高硬度和高韧性的良好配合。

C元素在加热过程中促进奥氏体的形成，在热处理后使钢获得高硬度。C与Cr、Mo等元素形成碳化物提高钢的硬度和抗拉强度，降低钢的屈强比，提高钢的抗热性和抗磨损性能，并有利于形成表面渗碳层。但过多的C会形成碳化物并降低钢的断裂韧性，本专利要求合金中的C含量不小于0.18％，上限不超过0.24％。

Cr元素作为发明钢中的合金元素，能够有效提高钢的淬透性并形成稳定的碳化物，提高钢的强度和耐磨性、耐蚀性。过高的Cr会导致钢形成残余奥氏体和铁素体甚至形成网状M23C6碳化物，因此，本专利Cr含量应控制在0.5～2.0％。

Ni：能够同时有效提高基体韧性和渗碳层的淬透性，降低钢的脆韧转变温度，使得材料能在低温环境安全可靠使用。低于1.5％时韧化作用不显著；镍元素含量超过4.5％时，促进残余奥氏体大量形成，降低钢的硬度且增加成本。因此，本专利Ni含量应控制在1.5～4.5％。

Mo能够有效提高基体和渗碳层的淬透性以及回火稳定性。低于0.3％时上述作用不明显；但含量超过1.5％时，促进晶界铁素体薄膜形成，降低热塑性和韧性，增加材料脆性。因此Mo含量限定在0.3～1.5％。

Si、Mn：Si元素具有固溶强化和增加回火稳定性，但当Si、Mn元素超过0.2％直接导致渗碳层易于氧化，降低渗碳层韧性，进而降低轴承接触疲劳强度。Mn元素具有强烈的晶界偏聚倾向，增加回火脆性，降低钢的韧性，因此，为保证渗层和芯部的韧性，本专利Si、Mn元素含量应控制在0.1％以下。

P：在钢液凝固时形成微观偏析，加热时容易发生晶界偏聚，进而增大钢的脆性，降低轴承钢的抗疲劳性能，因此P含量应控制在0.01％以下。

S：形成MnS夹杂物，并在晶界偏析从而降低钢的韧性和疲劳性能。因此，S含量应控制在0.005％以下。

Nb：形成弥散细小的碳氮化物能够有效细化晶粒，提高强度，抑制渗碳过程中晶粒长大。低于0.02％时以上作用下降，高于0.10％时形成大颗粒一次碳化物，降低钢的韧性。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，具有细晶强化和沉淀强化的作用，提高钢的强度、韧性和抗疲劳性能。V含量低于0.3％，上述作用下降；V含量高于0.9％，形成大颗粒MC碳化物。因而控制V含量为0.3～0.9％。

本发明钢采用V、Nb多元复合微合金化处理方法。所形成Nb(C，N)、V(C，N)具有稳定性高、弥散细小等优点。但过量MC析出相在奥氏体晶界析出、粗化，降低钢的韧性，甚至导致材料产生表面裂纹。

为了保证钢的高性能，将硫、磷和砷锡钛铋铅等杂质元素等控制在下列水平：S+P+As+Sn+Ti+Sb+Pb≤0.080％。同时真空冶炼后氧、氮、氢含量不高于0.0040％，即[O]+[N]+[H]≤0.0040％。

本发明的制备方法包括以下工艺步骤：

(1)成分配比与控制：化学元素的重量百分配比为：C：0.18％～0.24％，Si≤0.10％，Mn≤0.10％，P≤0.01％，S≤0.005％，Cr：0.5％～2.0％，Ni：1.5％～4.5％，Mo：0.3％～1.5％，Nb 0.02％～0.10％，V：0.3％～0.9％，余为Fe；其中，硫磷控制：S+P≤0.010％；微合金元素钒、铌配比V/Nb：25～35；

(2)真空冶炼：采用真空感应和真空自耗重熔工艺相结合超纯净冶炼工艺；

(3)钢锭热加工成材：包括锻造和轧制工艺，锻造要求钢锭加热温度在1000℃～1150℃，锻后进行500℃～700℃退火，其中，要求终锻温度范围850～900℃，晶粒度细于9级，钢锭在锻造过程中变形比6～10；

(4)钢的表面硬化处理：采用强渗和扩散两步渗碳工艺进行表面硬化处理，900℃～940℃温度渗碳，碳势控制范围1.1～0.6％，渗碳厚度1.5mm～2.2mm。

(5)钢的热处理：采用880℃～940℃油淬，随后进行-70℃～-90℃温度范围的深冷处理工艺，处理时间为1h～4h；并经过160℃～200℃温度的回火处理，处理时间为2h～4h，深冷与回火次数为1～3次。热处理后达到下列性能：抗拉强度Rm不小于1400MPa，屈服强度R_0.2P不小于1200MPa，冲击功A_KU不小于120J，-50℃冲击功A_KU不小于80J，断裂韧性不小于100MPa m^1/2；渗碳表面室温硬度不小于62HRC。

本发明与现有技术相比具有明显效果，材料经原材料纯度、成分范围、微合金化控制和双真空冶炼制备工艺、渗碳工艺、热处理工艺精确控制后的强韧性能指标，可以满足高速列车对轴承钢的要求，达到高强度、高硬度、高韧性的良好配合。

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5炉(炉号1～5)发明钢和5炉对比钢(炉号6～10)，其具体化学成分如表1所示，发明钢(炉号1～5)化学成分基本相同，其Ni量在2～3％范围之内变化，6号对比钢Si、Mn量比发明钢较高，不加V，只加入0.06％Nb，7号、8号对比钢具有较高S、P，且不加V、Nb微合金元素，其中8号对比钢具有较高的Cr、Ni合金元素。钢经过真空冶炼、浇注成锭，锻造开坯，轧制成Φ120棒料。开始锻造温度为1050℃，其中终锻温度880℃。热加工后进行600℃退火。在棒料上取样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。其中9号对比钢与1号发明钢成分范围和冶炼工艺一致，只是热加工工艺和渗碳工艺不同，9号对比钢采用热加工工艺制度：开锻温度为1050℃，其终锻温度920℃；渗碳工艺制度：960℃渗碳，碳势控制范围为0.8％扩散6小时。同样10号对比钢与5号发明钢所设计成分范围和冶炼工艺一致，只是热处理工艺制度不同，10号对比钢采用较低的淬回火温度，即淬火温度840℃，回火温度为140℃。本发明钢和6、7、8、9号对比钢采取以下热处理制度：经过920℃左右正火后采用渗碳工艺进行表面硬化处理，渗碳金相试样经920℃、1.2％C强渗4h，之后在0.9％碳势下扩散6h后，降温到910℃油冷，-80℃深冷处理，经过180℃、2小时回火处理后经过-80℃深冷处理，最后经过180℃、2小时回火处理后空冷。

表1发明钢和对比钢化学成分(％)

发明钢与对比钢强度、韧性、硬度测试结果见表2，从表2可以看出，经淬火和回火处理后，发明钢的抗拉强度不小于1400MPa，屈服强度不小于1200MPa、室温冲击功不小于100J，断裂韧性不小于100MPa.√m，其强韧性能明显高于对比钢。在零下50℃条件下，冲击功不小于91J，也明显高于对比钢。

发明钢与对比钢的试样渗碳层深度均不低于1.4mm，但渗碳后硬度具有一定差距，发明钢表面硬度在HRC62以上，总体高于对比钢；9号对比钢采用较高渗碳温度，其渗碳硬度为61HRC，变化不大。

从表2可以看出，本发明钢经原材料纯度、成分范围、微合金化控制以及采用双真空冶炼制备工艺，并对渗碳工艺、热处理工艺精确控制后，发明钢抗拉强度、屈服强度，室温和低温冲击功、渗碳硬度明显优于对比钢。发明钢表现出良好的强韧性配合。可以满足高速列车对轴承钢的要求，达到高强度、高硬度、高韧性的良好配合。

表2发明钢与对比钢强度、韧性、硬度

Claims (4)

1.一种高速铁路用渗碳轴承钢，其特征在于，化学元素的重量百分配比为：C：0.18％～0.24％，Si≤0.10％，Mn≤0.10％，P≤0.01％，S≤0.005％，Cr：0.5％～2.0％，Ni：1.5％～4.5％，Mo：0.3％～1.5％，Nb 0.02％～0.10％，V：0.3％～0.9％，余为Fe及不可避免的不纯物。

2.根据权利要求1所述的高速铁路用渗碳轴承钢，其特征在于，控制砷锡钛铋铅元素含量：As+Sn+Ti+Sb+Pb≤0.060％；真空冶炼后钢锭中[O]+[N]+[H]≤0.0040％。

3.一种制备权利要求1所述的高速铁路用渗碳轴承钢的方法，其特征在于，包括以下工艺步骤：

(1)成分配比与控制：化学元素的重量百分配比为：C：0.18％～0.24％，Si≤0.10％，Mn≤0.10％，P≤0.01％，S≤0.005％，Cr：0.5％～2.0％，Ni：1.5％～4.5％，Mo：0.3％～1.5％，Nb 0.02％～0.10％，V：0.3％～0.9％，余为Fe；其中，硫磷控制：S+P≤0.010％；微合金元素钒、铌配比V/Nb：25～35；

(2)真空冶炼：采用真空感应和真空自耗重熔工艺相结合超纯净冶炼工艺；

(3)钢锭热加工成材：包括锻造和轧制工艺，锻造要求钢锭加热温度在1000℃～1150℃，锻后进行500℃～700℃退火，其中，要求终锻温度为850～900℃，晶粒度细于9级，钢锭在锻造过程中变形比为6～10；

(4)钢的表面硬化处理：采用强渗和扩散两步渗碳工艺进行表面硬化处理，900℃～940℃温度渗碳，碳势控制范围1.1～0.6％，渗碳厚度为1.5mm～2.2mm。

(5)钢的热处理：采用880℃～940℃油淬，随后进行-70℃～90℃温度范围的深冷处理工艺，时间为1h～4h；并经过160℃～200℃的回火处理，时间2h～4h，深冷与回火次数为1～3次。

4.根据权利要求3所述的方法，其特征在于，步骤(5)中，材料抗拉强度不小于1400MPa，屈服强度不小于1200MPa，冲击功不小于120J，断裂韧性不小于100MPa m^1/2；渗碳表面室温硬度不小于62HRC。