CN106191705A

CN106191705A - 一种Mo,Al复合渗氮高强度不锈轴承钢及制备方法

Info

Publication number: CN106191705A
Application number: CN201610658172.7A
Authority: CN
Inventors: 刘少尊
Original assignee: Individual
Current assignee: Individual
Priority date: 2016-08-12
Filing date: 2016-08-12
Publication date: 2016-12-07

Abstract

一种Mo,Al复合高强度渗氮不锈轴承钢及其制备方法,属于不锈轴承钢领域。该钢的化学组成成分重量百分数为：C 0.10‑0.30%，Cr 10.0‑13.0%，Ni 3.0‑7.0，Mo 2.0‑5.0%，W0‑2.0%，Al 0.8‑2.0%，Co 10‑15%，V0‑0.6%，Nb 0‑0.2%，Si≤0.2%，Mn≤0.2%，S≤0.01%，P≤0.01%，其余为Fe。该合金具有高强度、高韧性、抗腐蚀、抗接触疲劳等优异性能，工艺性能良好，与现有技术相比，具有更高强度抗拉强度达到2000MPa、高表面硬度渗氮表面硬度超过HRc58、高韧性等优异性能具有明显优势。

Description

一种Mo,Al复合渗氮高强度不锈轴承钢及制备方法

技术领域

本发明属于合金钢领域，特别涉及Mo,Al复合高强度渗氮不锈轴承钢及其制备方法。该合金具有高强度、高韧性、抗腐蚀、抗接触疲劳等优异性能，工艺性能良好，与现有技术相比，具有更高强度(抗拉强度可达到2000MPa)、高表面硬度(渗氮表面硬度可超过HRC58)、高韧性等优异性能具有明显优势。

背景技术

随制造业、高速铁路、航空航天、船舶的快速发展发展，对高载荷、长寿命和耐腐蚀的高强度轴承齿轮用钢需求增加，需要钢既具有高强度又要具有高的韧性和良好的耐腐蚀能力，近年来国际上许多国家在此领域投入了大量的人力物力进行开发研究，不断有新的钢种的出现，以替代传统材料，提高韧性和服役环境下的寿命。

过去常用的9Cr18全硬化轴承齿轮钢由于网状碳化物的存在，疲劳寿命一直没有达到使用的预期效果，而以9310、M50NiL为代表的渗碳轴承钢虽然改善了韧性提高了寿命，但由于钢的整体强度不足以及钢中Cr含量较低，在高载荷和腐蚀环境中的表现不佳。

美国、日本和中国近年来基于良好强韧性配合的二次硬化钢的基础上，开发了一系列具有高强度、高韧性、耐腐蚀的高强度轴承齿轮钢，此类钢共同的特点是采用二次硬化强化，依靠时效过程中析出的以Mo、W的M₂C型碳化物和以V为主的MC型碳化物强化为主提高强度，钢中Cr含量提高到12%以上提高耐腐蚀性能，依靠严格的成分配比和热处理制度设计获得良好的强韧性配合。

美国在1995年公开了一种高强韧性渗碳轴承钢专利，专利号US5424028,其中Mo含量达到4.75%， Cr含量达到14%，Co含量达到12.5%，该钢经过真空冶炼和锻造成型后，经过1050℃固溶、-73℃深冷和496℃时效后，可以获得Rm≥1800MPa、A≥16%、断裂韧性达到120MPam^1/2的良好的强韧性；日本1994年公开了一种高强韧性不锈钢，专利号为JP06264189,其Ni含量较低，该钢经过真空冶炼和锻造后，经经过1050℃固溶、-73℃深冷和475℃时效后，可以获得Rm≥1700MPa、A≥16%、K_IC≥110MPam^1/2的良好的强韧性。

中国在2008年公开了一种强韧性超高强度不锈钢及其制造方法，专利号CN101205595A，采用W、Mo强化，其C含量、Ni含量较低，可以获得Rm≥1800MPa、Rp0.2≥1400MPa，K_IC≥110MPam^1/2的良好的强韧性。

表1是相关专利的化学成分对比，可以看出，开发中温回火的高强度不锈耐热钢时二次硬化合金化思想形成了一种趋势，M₂C型碳化物和MC型碳化物可以提供比较良好的强度和韧性配合，相关专利可以达到抗拉强度1800MPa、屈服强度1400MPa。

表1 国际相关专利的化学成分对比（wt%）

表2 国际相关专利钢的力学性能对比

随发动机动力的升级，对强度和接触疲劳的要求进一步提高，目前材料的整体强度不能满足高载荷条件的应用需求，因此希望研制一种具有2000MPa以上强度具有良好组织和韧性的轴承齿轮钢，表面硬度达到HRC58以上具有高强度、高韧性和良好耐腐蚀能力。

发明内容

本发明的目的在于提供一种更高强度和更高表面硬度的高强度不锈轴承钢。

针对目前国际上依靠M₂C、MC合金碳化物获得高强度的思想，本申请引入金属间化合物强化概念，依靠金属间化合物与合金碳化物共同复合强化的思想进一步提高强度，依靠添加Al元素和渗氮处理达到表面高硬度，获得更高强度和更高表面硬度的不锈轴承钢。

根据上述目的，本发明整体的技术方案是：

本发明从目前二次硬化强化思想的发展现状，通过引入金属间化合物强化概念，依靠金属间化合物与合金碳化物共同复合强化的思想进一步提高强度和中温强度，利用Al和Mo、W、V等的复合析出提高钢的中温强度。在中碳马氏体基体上为获得超高强度，利用M₂C、MC合金碳化物二次硬化反应与NiAl相复合析出提高中温强度，较高的Ni含量确保良好的韧性，而12%Cr含量保证了钢具有良好的耐热耐蚀性。加入V和Nb形成碳化物产生弥散强化，并细化晶粒，以提高二次硬化超高强度不锈钢的强度和韧性。Co抑制延缓马氏体位错亚结构回复，保持马氏体板条的高位错密度，从而为随后的沉淀相的析出提供更多的形核位置，促进二次硬化反应；添加Al元素不仅复合析出强化，更可以采用渗氮工艺提高表面硬度。是一种具有超高强度、良好塑韧性和表面硬度的的高强度不锈轴承钢。

根据上述目的和整体技术方案，本发明的具体技术方案为：

本发明钢的具体化学组成成分（重量百分数）为： C 0.10-0.30%，Cr 10.0-13.0%，Ni3.0-7.0，Mo 2.0-5.0%，W0-2.0%，Al 0.8-2.0%，Co 10-15%，V 0-0.6%， Nb 0-0.2%，Si≤0.2%，Mn≤0.2%，S≤0.01%，P≤0.01%，其余为Fe及其他杂质元素。

上述化学成分的设计依据如下：

碳是本发明钢中的最重要的合金元素之一，钢的性能与组织在很大程度上决定于碳在钢中的含量及其分布形式，在二次硬化型超高强度不锈钢中尤为显著。C是稳定奥氏体的元素，并且作用的程度很大（约为Ni元素的30倍）。C可以与Mo、W形成M₂C（Mo₂C、W₂C）型碳化物，与V形成MC型合金碳化物，且C含量增加，碳化物数量增加，碳化物质点间距减少，增加二次硬化峰值，获得高屈服强度，C含量小于0.10%时会使强度不足。随着C含量的增加，钢的抗拉强度提高，但冲击韧性降低。过高的C含量降低Ms点，增加残余奥氏体和孪晶马氏体，而孪晶马氏体损伤韧性；同时过高的C含量超过0.30%时还易于与Cr形成一系列复杂的碳化物，使其组织不易控制，显著提高固溶温度，从而导致钢的性能不稳定。而且会导致钢中固溶的Cr含量降低，从而降低钢的耐蚀性；本发明根据[Ni]、[Cr]的当量并综合考虑强度、韧性和耐蚀性确定C含量控制在0.10-0.30%之间。

铬是本发明钢中最重要的合金元素之一，Cr在不锈钢中起决定作用，而引起钢的耐蚀性突变的Cr含量约为12%，小于10%则降低钢的耐蚀性。目前Cr是使钢钝化并赋予良好耐蚀性和不锈性且唯一有工业使用价值的元素。此外，Cr还可以提高合金的淬透性，产生固溶强化；还可以取代Mo₂C中的部分Mo元素形成(Mo、Cr)₂C型合金碳化物，促进二次硬化反应，形成细小弥散沉淀。发明钢中Cr含量高于15%时会严重降低钢的强度并增加铁素体存在的可能，但仍必须含有足够数量的Cr以提高耐蚀性，因此控制其含量在10-13%。

钼是本发明钢中主要的强化元素，Mo与C可以形成Mo₂C碳化物，从而产生强烈的二次硬化反应，是形成二次硬化峰的原因。随着Mo含量的增加，二次硬化峰值硬度提高，屈服强度提高。Mo还有增加淬透性，产生固溶强化，提高钢的回火抗力以及抑制回火脆性的作用，通常情况二次硬化不锈钢中Mo的含量不少于2%。此外，Mo还具有稳定钝态表面膜的效果，从而提高了钢的耐点蚀性。从强韧性配比和耐蚀性考虑，Mo控制在2.0-5.0%。

钨是主要的强化元素，W₂C碳化物的主要形成元素，强烈的产生二次硬化反应，是形成二次硬化峰的原因。随着W含量的增加，二次硬化峰值硬度提高，屈服强度提高,同Mo相比W可以显著降低合金碳化物的过时效敏感性，提高合金回火稳定性。为获得足够的二次硬化效果，但不应过高的W含量使固溶温度过高造成组织粗大，本发明钢中的W含量不应高于2.0%。根据强度特别是韧性的需要，本发明钢中W含量控制在0-2.0%。

镍是本发明中主要的韧化元素，Ni是奥氏体稳定化元素可提高钢的韧性，同时Ni提高钢的淬透性，产生固溶强化，保持高位错板条马氏体，提高马氏体基体的抗解理断裂能力，降低塑-脆性转变温度，保证钢具有足够的韧性。Ni还可促进Fe₃C回溶，从而为M₂C的形成提供足够的碳含量。但Ni的加入要注意[Ni]当量与[Cr]当量的配合，否则会由于奥氏体含量的过多损害强度，在本发明中超过10.0%将得不到完全马氏体组织，因此控制其含量在3.0-7.0%。

钴是奥氏体稳定化元素，即提高韧性又促进二次硬化反应，由于添加Co可以抑制延缓马氏体位错亚结构回复，保持马氏体板条的高位错密度，从而为随后的沉淀相M₂C的析出提供更多的形核位置。而Co提高C原子在铁素体中的激活能，降低C原子在铁素体中的扩散系数，增加M₂C碳化物的形核率，因而，可以促进形成细小弥散分布的M₂C碳化物，并且减少沉淀析出碳化物粒子间距； Co能降低Mo在马氏体中的固溶度和Cr在M₃C渗碳体中的固溶度，从而促进M₂C沉淀相的形成；促进奥氏体完全转变为马氏体，提高Ms点，减少马氏体转变为逆转变奥氏体的倾向。此外，Ni、Co共同添加会相互加强促进Fe₃C回溶和M₂C碳化物的形成以及增强Co的促进硬化作用。通常二次硬化钢中Co的含量在8%以上，但由于Co的加入相当于增加了[Ni当量]，因此Co的含量不超过16%。本发明专利控制在10-15%。

铝是本发明的主要合金化元素，对提高强度特别是中温强度至关重要。Al依靠在时效时出现的NiAl相产生强烈的时效强化，同时由于NiAl相具有较高的抗熟化和过时效能力，在中温具有较高的保持强度的能力，通常钢中Al含量达到0.5%以上就具有强化效果。Al与N具有极高的亲和力，在渗氮过程中形成较高硬度的渗氮层可显著提高抗接触疲劳性能，是渗氮轴承钢不可或缺的合金元素。较高的Al由于溶解度的问题会恶化钢的性能。依据本发明钢的Ni含量，钢中Al含量控制在0.8-2.0%。

钒、铌可以固溶于钢中，造成晶格的点阵畸变，从而起到固溶强化的作用。但由于这些元素的加入量较少，因而钢性能的提高主要不是依靠合金元素的固溶强化作用，而主要是由于V、Nb可以和C、N形成碳化物和氮化物从而引起晶粒细化和析出沉淀强化，同时提高钢的强度和韧性。其中V的沉淀强化作用最大，在一般的热锻温度下，V的碳化物或氮化物充分溶于奥氏体中，随着后续冷却弥散析出，产生沉淀强化和晶粒细化作用。V、Nb分别加入0-0.6%和0-0.2%。

合金中其他元素：

可以包括不损害性能的附加元素。例如，Mn、Si可达到0.2%，而Ti、Al可达到0.02%，这些附加元素可用于合金的脱氧剂；另外另外稀土金属Ce和La从痕迹量到0.006%，用于控制硫化物和氧化物的形态。

本发明超高强度钢中其余元素基本为铁，合金中的杂质元素必须控制，例如S、P限制不超过0.01%；对有害元素，如铅、锡、砷和锑最大限制在0.003%，最好限制在0.002%；氧限制不超过30ppm，氮不超过30ppm。

本发明超高强度钢易于采用真空感应+真空自耗重熔或真空感应+电渣重熔冶炼工艺浇铸成锭，钢锭经高温均质化处理后锻造成材。

其具体工艺参数如下：

采用真空感应+真空自耗重熔或电渣重熔，其特征在于工艺中控制的技术参数如下：

钢锭加热温度：1190－1230℃，1170℃≤开锻温度≤1190℃，800℃≤终锻温度≤1000℃；

成品预备热处理制度：正火：1050～1100℃，1小时≤保温≤3小时；空冷

高温回火：630～650℃，15小时≤保温≤40小时。

最终热处理：

固溶处理：加热到1000-1080℃，热透后保温1.0-1.5小时，油淬；

深冷处理：-120℃≤保温≤-73℃，1小时≤时间≤10小时然后空气中升到室温；

渗氮时效处理：加热到500～540℃，热透后保温5-10小时，空冷；

二次时效处理：

深冷处理：-100℃≤保温≤-73℃，1小时≤时间≤10小时然后空气中升到室温；

渗氮时效处理：加热到500～540℃，热透后保温5-10小时，空冷。

与现有技术相比，与现有技术相比具有更高抗拉强度和表面硬度，抗拉强度大于2000MPa、渗氮后表面硬度高于HRc58，同时具有良好的韧性、耐热性和抗蚀性。

具体实施方式

根据本发明钢的化学成分范围，采用20公斤真空感应炉制备合金锭12炉，其具体化学成分见表3，炉号为1#~12#。

12炉钢冶炼浇铸成钢锭后，加热温度为1200℃，锻造温度为1170℃。锻造成规格尺寸为φ20mm的棒材。

锻后试棒首先进行正火、退火热处理：正火处理1100℃×1h，空冷、退火处理680℃×10h，空冷。

最后进行固溶、深冷和渗氮时效热处理：固溶处理1050-1150℃×1h，油淬、随后-100℃冷处理10h，空气中升到室温。渗氮时效处理500℃空冷，二次渗氮时效处理采用-100℃冷处理10h，空气中升到室温。渗氮时效处理510℃空冷。试样毛坯加工成力学性能试样成品，测得力学性能见表4。

为了对比，在表3和表4列入了对比例的化学成分和力学性能。

从表3看出，与对比例钢相比，本发明的主要技术方特点是通过引入金属间化合物强化概念，依靠金属间化合物与合金碳化物共同复合强化的思想进一步提高强度和中温强度，利用Al和Mo、W、V等的复合析出提高钢的抗拉强度，利用Al元素的合金化和渗氮工艺提高表面硬度。

由表4看出，本发明钢与对比例钢等相比，具有更高抗拉强度和表面硬度，室温强度大于2000MPa、表面硬度高于HRC58。

表3 本发明实施例与对比例化学成分（wt%）对比表

表4 本发明实施例与对比例钢力学性能对比表

Claims

1.一种Mo,Al复合高强度渗氮不锈轴承钢，其特征在于，该钢的化学组成成分重量百分数为：C 0.10-0.30%，Cr 10.0-13.0%，Ni 3.0-7.0，Mo 2.0-5.0%，W0-2.0%，Al 0.8-2.0%，Co 10-15%，V0-0.6%， Nb 0-0.2%，Si≤0.2%，Mn≤0.2%，S≤0.01%，P≤0.01%，其余为Fe。

2.一种权利要求1所述的Mo,Al复合高强度渗氮不锈轴承钢的制备方法，采用真空感应+真空自耗重熔或电渣重熔，其特征在于，工艺中控制的技术参数如下：钢锭加热温度：1190－1230℃，1170℃≤开锻温度≤1190℃，800℃≤终锻温度≤1000℃。

3.成品预备热处理制度：正火：1050～1100℃，1小时≤保温≤3小时；空冷。

4.高温回火：630～650℃，15小时≤保温≤40小时。

5.最终热处理：固溶处理：加热到1000-1080℃，热透后保温1.0-1.5小时，油淬；深冷处理：-120℃≤保温≤-73℃，1小时≤时间≤10小时，然后在空气中升到室温；渗氮时效处理：加热到500～540℃，热透后保温5-10小时，空冷；二次渗氮时效处理：深冷处理：-100℃≤保温≤-73℃，1小时≤时间≤10小时，然后在空气中升到室温；渗氮时效处理：加热到500～540℃，保温5-10小时，空冷。