CN106929756A - 轴承钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种轴承钢及其制备方法，其中轴承钢包括按质量百分比计的以下组分：碳0.4-0.6％，锰8.0-12.0％，钒0.5-1.0％，铝1.0-3.0％，磷≤0.02％，硫≤0.02％，余量为铁和不可避免的杂质。本发明通过增加促使奥氏体稳定化的元素来增加轴承钢的奥氏体含量，进而增加轴承钢的塑性。而对于大量奥氏体的引入所导致的强度下降，本发明采用析出物来强化增强轴承钢的强度，从而得到高强高塑性的轴承钢。

Description

轴承钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及轴承钢的生产技术领域，具体而言涉及高强高塑性轴承钢及其制备方法。
背景技术
轴承钢是主要用于制造滚动轴承的滚珠、滚柱或套筒等的钢种，也可用于制作精密量具、冷冲模、机床丝杠及柴油机油泵等精密零部件。一方面，随着研究的不断深入和科学技术的持续发展，轴承钢的抗压、耐磨损、抗疲劳、耐腐蚀和工作寿命在不断提高，制备工艺也逐渐完善。但另一方面，轴承钢的应用环境也更加复杂，对它的其它力学性能提出了更高的要求。例如在某些使用环境中还要求轴承钢具有一定的塑性和韧性，避免其在使用过程中损坏失效。
高碳铬轴承钢(GCr15和GCr15SiMn)是目前中国最常用的轴承钢。相对于低温回火，高温回火处理后的高碳铬轴承钢在塑性性能方面可以得到少量提高，但强度和硬度却大幅下降。究其原因在于高碳铬轴承钢的微观组织结构中缺乏可能的加工硬化机制。
在高碳铬轴承钢的制备过程中，残余奥氏体是尽量避免的。众所周知，碳元素和锰元素都可以促使奥氏体稳定化，但碳元素是保证轴承钢具有足够强度的重要元素，因此本领域技术人员会采用尽量减少锰元素含量的手段来减少奥氏体残余。例如申请号为2010800419759且申请日为2010年7月20日的中国专利公开了一种轴承钢，其中，锰元素含量为0.2-0.8重量％。申请号为2010800542749且申请日为2010年11月30日的另一份中国专利也公开了一种轴承钢，其中，锰元素含量为0.60-1.50质量％。申请号为2010105497351且申请日为2010年11月18日的又一份中国专利申请还公开了一种轴承钢，其中，锰元素含量为0.50-0.80重量％。
但在汽车工业可能应用的第三代高强钢中，残余奥氏体是增加塑性性能的重要因素。这是因为残余奥氏体在变形过程中可能提供TRIP或TWIP机制，加强第三代高强钢的加工硬化行为，改善塑性性能。近年来，在轴承业中对残余奥氏体的作用也有所认识。在科学界，马氏体相变所伴随的形状应变对轴承钢使用过程的负面影响，目前也没有定论。
总之，业内存在着改进轴承钢性能以保持其强度基本不变的情况下提高塑性的需求。
发明内容
本发明旨在提供一种高强高塑性的轴承钢。
本发明还旨在提供一种这种高强高塑性轴承钢的制备方法。
为此，在本发明的一个方案中，提供一种轴承钢，包括按质量百分比计的以下组分：碳0.4-0.6％，锰8.0-12.0％，钒0.5-1.0％，铝1.0-3.0％，磷≤0.02％，硫≤0.02％，余量为铁和不可避免的杂质。
在一个优选实施例中，轴承钢还包括按质量百分比计的以下组分中的至少一种：镍0.1-2.0％，铬0.2-2.0％，钼0.1-0.5％，硅0.3-2.0％，硼0.0005-0.0050％，铌0.02-0.10％，钛0.05-0.25％，铜0.25-0.50％，稀土元素0.002-0.005％。
在本发明的另一个方案中，提供一种轴承钢的制备方法，所述轴承钢为前述的轴承钢，所述制备方法包括以下步骤：提供含有所述轴承钢的组分的钢液；将所述钢液进行热加工以形成工件；以及对所述工件进行热处理而得到马氏体和奥氏体的双相目标组织，所述热处理包括：在Ac3+20℃至100℃的温度将所述工件保温一段时间t1＝10-30分钟以形成全奥氏体相，随后以冷却速度u≥0.5℃/s将所述工件冷却至室温；将所述工件在温度等于或低于-100℃的冷却介质中保温一段时间t2≥t2min，随后从冷却介质中取出所述工件并恢复至室温，其中，t2min为该工件整体均匀达到冷却介质温度所需的时间；在620-630℃的温度将所述工件保温一段时间t3，其中300分钟≥t3≥20分钟，随后以冷却速度u≥0.5℃/s将工件冷却至室温。
在一个优选实施例中，在从冷却介质中取出后，双相目标组织中马氏体体积含量f为30％-50％。
优选地，马氏体体积含量f由以下公式(1)确定：
f＝1-exp(-C1(Ms-T)) (1)，
其中，C1是经验常数，Ms是马氏体相变开始的温度，T是小于Ms的温度，在这里指冷却介质温度，其中，马氏体相变开始的温度Ms能通过以下公式(2)得到：
Ms＝539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-7.5Mo-7.5Si(℃) (2)。
在一个优选实施例中，在形成全奥氏体相后将该工件冷却至室温通过水冷、油冷或空冷来实施。
在一个优选实施例中，t2min＝1小时。
在一个优选实施例中，冷却介质是温度为-196℃的液氮。
本发明的其它特征和优点的一部分将会是本领域技术人员在阅读本申请后显见的，另一部分将在下文的具体实施方式中结合附图描述。
附图说明
以下结合附图来详细说明本发明的实施例，其中：
图1为Fe-10Mn-0.47C-2Al-0.7V(wt％)工件制备成的拉伸样品按照本发明所述热处理工艺处理的温度-时间曲线图；
图2-图4为对图1的拉伸样品进行拉伸实验所得到的拉伸工程应力应变曲线图；
图5为对照试验拉伸样品的拉伸工程应力应变曲线图；
图6为根据本发明的轴承钢样品的电子背散射衍射相图；
图7为图6的相应电子背散射衍射晶粒取向图；
图8为碳化钒的投射电镜形貌图；以及
图9为碳化钒的投射电镜元素线扫描图。
具体实施方式
下面将结合附图和具体实施例对本发明所涉及的轴承钢及其制备方法进行详细说明。
为了实现本发明的目的，提供一种轴承钢，其组分及含量为：碳(C)，0.4-0.6wt％；锰(Mn)，8.0-12.0wt％；钒(V)，0.5-1.0wt％；铝(Al)，1.0-3.0wt％；磷(P)≤0.02wt％；硫(S)≤0.02wt％；余量为铁(Fe)以及不可避免的杂质。
在这里，碳是对提高轴承钢的强度和滚动疲劳寿命特性显著有效的元素。在本发明中，碳含量被设定在0.4wt％以上以获得上述作用。另一方面，当碳含量超过0.6wt％时会在例如原材料铸造中生成巨大的共晶碳化物，从而导致滚动疲劳寿命降低，并且形成棱镜状或片状马氏体，亦可导致韧性的降低。基于以上理由，碳含量被设定为0.4wt％以上且0.6wt％以下。
锰是为了提高轴承钢中的奥氏体含量而添加的元素。同时，锰可以产生固溶强化的作用，增大轴承钢强度。在本发明中，锰含量被设定为8.0wt％以上以获得上述作用。而且试验表明，当钢中的锰含量超过16.0wt％时，本发明所详述的制备方法将不会显著提高其拉伸力学性能，这是因为奥氏体太过稳定以至不会形成马氏体相。因此，经过反复验证后，锰含量被设定为8.0wt％以上且12.0wt％以下较为适宜。优选地，锰含量为9.0％-11.0％。
钒是为了形成碳化钒析出物来增大轴承钢强度所添加的元素，以弥补由于大量产生奥氏体而导致的钢强度下降。同时，钒的添加会提高奥氏体重结晶的温度，从而达到细化奥氏体晶粒的目的。在本发明中，钒含量被设定为0.5wt％以上以获得上述作用。但添加超过1.0wt％的钒会形成大量碳化钒，显著降低奥氏体中的碳含量，从而降低奥氏体的稳定性和层错能，可导致奥氏体含量减少及抑制形变孪晶的形成。同时，钒含量的增加亦会显著增加钢铁成本。基于以上理由，钒含量被设定为0.5wt％以上且1wt％以下。
铝一方面作为脱氧剂发挥作用，另一方面，铝能够生成氮化物而使奥氏体晶粒细微化，从而具有提高韧性及滚动疲劳寿命特性的作用。铝可以提高奥氏体的层错能，使奥氏体在变形中产生形变孪晶，增加钢铁延性。因此，铝是为了实现这些作用而添加的元素。为了发挥这些作用，在本发明中，铝含量被设定为1.0wt％以上。但超过3.0wt％的铝含量会导致钢中存在粗大的氧化物系夹杂物，从而使钢的滚动疲劳寿命特性降低，且容易形成共晶碳化物。基于以上理由，铝含量被设定为1.0wt％以上且3.0wt％以下。
磷是使轴承钢的母材韧性和滚动疲劳寿命降低的有害元素，优选尽可能地少。特别是当磷含量超过0.02wt％时，母材韧性和滚动疲劳寿命降低幅度增大。因此，在本发明中，磷含量被设定为0.02wt％以下。需要说明的是，工业上难以使磷含量降低至0。
硫以作为非金属夹杂物的硫化锰形式存在于钢中。对于轴承钢而言，当钢中大量存在硫化锰时容易导致滚动疲劳寿命降低。因此，在本发明中，硫含量被设定在0.02wt％以下。需要说明的是，工业上难以使磷含量降低至0。
此外，在上述基本成分的基础上还可以适当添加以下所示的各组分中的一种或多种。
镍(Ni)0.1-2.0wt％，铬(Cr)0.2-2.0wt％，钼(Mo)0.1-0.5wt％，硼(B)0.0005-0.0050wt％，它们是进一步提高钢的淬透性或低温冲击韧性的元素，可以根据需要的强度来选择添加。为了得到上述效果，镍和钼的优选添加量为0.1wt％以上，铬的优选添加量为0.2wt％以上，硼的优选添加量为0.0005wt％以上。但当镍或铬超过2wt％时或当钼超过0.5wt％时或当硼超过0.0050wt％时，增加效应达到饱和，反而会形成粗大颗粒，降低疲劳性能，同时也会导致轴承钢成本显著增加。因此，优选以上述值为上限来添加镍、铬、钼或者硼。
铌(Nb)0.02-0.10wt％，钛(Ti)0.05-0.25wt％，它们均为用于细化原奥氏体晶粒而选择性添加的元素。同时，钛可与氮形成氮化钛，从而抑制氮化硼形成，使硼可改善钢淬透性。铌的优选添加量为0.02wt％以上，钛的优选添加量为0.05wt％以上。但是，当铌超过0.10wt％时或当钛超过0.25wt％时，增加效应达到饱和，反而会形成粗大颗粒，降低钢铁的疲劳性能。因此，优选以上述值为上限来添加铌、钛。
铜(Cu)0.25-0.50wt％，它是能够通过析出强化提高钢强度的元素，可以根据需要强度来选择添加。为了得到上述效果，铜的添加量最好为0.25wt％以上。但当铜超过0.50wt％时，会引起热加工时的热脆，降低塑性和焊接性能。因此，优选以上述值为上限来添加铜。
硅(Si)0.3-2.0wt％，它能够提高钢的抗氧化性和腐蚀性能。为了得到上述效果，硅的优选添加量为0.3wt％以上。但当硅含量超过2.0wt％时，容易形成粗大且稳定的氧化物和氮化物，降低钢的热塑性、焊接性能和疲劳性能。因此，优选以上述值为上限来添加硅。
稀土(RE)0.002-0.005wt％，它能够改善钢中夹杂颗粒分布和形貌，从而增加钢的延性和韧性。为了得到上述效果，稀土的优选添加量为0.002wt％以上。但当稀土含量超过0.005wt％时，增加效应达到饱和，并且导致轴承钢成本显著增加。因此，优选以上述值为上限来添加稀土。
下面对本发明所涉及的轴承钢的制备方法的实施例进行描述。
根据轴承钢制备方法的一个实施例，首先例如用转炉、电炉或感应炉进行冶炼以得到含有以上组分的钢液，然后对钢液进行热加工得到工件。在此要说明的是，所述热加工例如可以是铸造、热轧等工艺，其中铸造优选采用连铸方法来生产连铸坯，或采用铸模来生产铸锭。热轧优选是将铸坯或铸锭经1100-1250℃加热，由粗轧机进行5-20道次轧制，热轧到50-80mm厚度规格，形成供后续热处理的工件如热轧板，或者由热连轧机组进行7-10道次轧制，得到4-10mm厚度，形成供后续热处理的工件如热轧薄板。当然，这里并不排除其它常见的热压力加工工艺例如锻造、挤压或压制，或者铸造和热轧也可以在一个工序中完成即连铸连轧。本行业内通用的其它热加工工艺也可以被用在这里。
在热加工之后，通过对工件进行热处理来得到马氏体和奥氏体的双目标组织，包括：
(a)在Ac3+20℃至100℃的温度将工件保温一段时间t1＝10-30分钟，以便奥氏体化处理而得到全奥氏体相。其中Ac3是指所有铁素体全部转变成奥氏体的温度。这一过程可以是工件在热加工结束后先冷却至室温然后加热到Ac3+20℃至100℃，也可能是在热加工结束后直接将处于Ac3+20℃至100℃温度范围内的工件保温。保温结束后，以冷却速度u≥0.5℃/s将工件冷却至室温，以避免慢冷时形成铁素体相。冷却手段包括水冷、油冷、风冷或其它通用的冷却手段。根据本发明的组分和含量，冷却结束后会形成少量马氏体和残余奥氏体，但不会形成其它组织。
(b)将工件在温度等于或低于-100℃的冷却介质且优选为-196℃的液氮中进行过冷处理并保温一段时间t2。t2的最小值t2min为能保证整个工件在冷却介质中进行过冷处理时的温度都达到了冷却介质温度例如液氮的-196℃时所需的时间。优选地，t2min为1个小时。保温时间t2越长，越能够得到更多马氏体，从而提高轴承钢强度。t2通常不设上限，但出于经济性选择，t2一般不超过冷却介质处理过程中马氏体含量达到饱和所需的时间。通过此工序，能够在低温区域的时效处理形成细小的马氏体相，从而在原有的少量马氏体基础上获得更多细小的马氏体组织结构，但仍然有足够的奥氏体组织结构可提供高塑性。由此，得到马氏体和奥氏体的双相组织。
其中，基于步骤(a)所述的冷却速度u不设上限，这就意味着步骤(a)中的冷却至室温和步骤(b)中的液氮过冷处理可以在一起实施，即在步骤(a)中保温结束后，直接将工件置于液氮中冷却并接着进行过冷处理。
(c)从冷却介质中取出工件并使其在空气中恢复至室温，然后将工件加热至620-630℃并保温一段时间t3，其中300分钟≥t3≥20分钟。随后，以冷却速度u≥0.5℃/s将工件冷却至室温。冷却手段包括水冷、油冷、风冷或其它通用的冷却手段。这一步是用来在马氏体和奥氏体之间形成碳的配分，即马氏体中的碳会扩散到奥氏体中，从而增加奥氏体的碳含量，增加奥氏体的稳定性，及在变形过程中形成形变孪晶，增加钢铁的延性。此外，这一步骤还能去除因液氮过冷处理而存在的残余应力。
需要注意的是，轴承钢的化学成分设计优选在满足前述各组分含量范围的基础上同时保证冷却介质处理后能够得到30％-50％体积的马氏体。如果冷却介质处理之后形成的马氏体体积含量较少例如＜10％，则需要降低锰元素含量，即在8.0-12.0wt％的范围内靠近下限取值。因为降低碳元素含量会显著降低轴承钢的强度，因此一般不考虑通过降低碳元素含量来得到更多的马氏体含量。如果在冷却介质处理之后形成的马氏体体积含量较多例如＞80％，则需要增加锰元素和/或碳元素含量，即在8.0-12.0wt％和/或0.4-0.6wt％范围内靠近上限取值。基于前述理由，一般优先选择通过提高碳元素含量来得到更少的马氏体含量。
具有不同的锰元素含量和碳元素含量的轴承钢在冷却介质处理后所能得到的马氏体体积含量(f)通过以下公式(1)来计算：
f＝1-exp(-C1(Ms-T)) (1)
其中，C1是经过大量实验统计之后得到的经验常数，一般可以选择C1＝-0.011，Ms是马氏体相变开始的温度，T是小于Ms的温度，在这里是指冷却介质冷却的温度。
而马氏体相变开始的温度(Ms)可以通过以下公式(2)来计算：
Ms＝539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-7.5Mo-7.5Si(℃) (2)
在上式中，C是所选择的碳元素的质量百分比含量，Mn为所选择的锰元素的质量百分比含量，Ni为所选择的镍元素的质量百分比含量，Cr为所选择的铬元素的质量百分比含量，Mo为所选择的钼元素的质量百分比含量，Si为所选择的硅元素的质量百分比含量。
下面结合图1至图5描述对根据本发明所制备的轴承钢以及根据其它工艺制备的轴承钢分别进行的拉伸实验。
图1示出的是Fe-10Mn-0.47C-2Al-0.7V(wt％)工件根据前述热处理工艺经连续退火进行奥氏体化-水冷至室温-液氮过冷处理-恢复至室温-加热并在两相区保温以制备拉伸样品的温度-时间曲线图。
在此，由感应炉冶炼生成含有上述组分的钢液，在浇注成锭后热加工成50毫米厚板坯，然后经单机架轧机轧至4毫米的热轧薄板。热轧的开轧温度为1200℃，终轧温度为900℃。然后，放于空气中冷却至室温，形成热轧薄板。从热轧薄板上切出标准拉伸样品后，被对半切开。
拉伸样品在不同奥氏体化温度被退火10分钟，被水冷至室温，在液氮中淬火1小时，再在625℃温度保温不同的时间，之后测量其机械性能(对应于图2至图4)。另外，以没有经过液氮过冷处理得到的拉伸样品作为对照样品进行对照实验(对应于图5)。
具体来说，图2示出的是Fe-10Mn-0.47C-2Al-0.7V(wt％)热轧板制备成的拉伸样品的拉伸工程应力应变曲线图。其中，将热轧板放在850℃空气炉中保温10分钟进行奥氏体化处理。然后取出热轧板水冷至室温。接着将热轧板放在液氮容器中保温1小时，取出热轧板在空气中恢复至室温。之后将热轧板放在625℃设备中分别保温20分钟、60分钟、300分钟。最后取出热轧板水冷至室温，从而制备出拉伸样品。
拉伸实验在室温下进行。拉伸样品的样距长度为32毫米，拉伸时的夹具速度为1.2毫米/分钟。由此得到图2所示的拉伸工程应力应变曲线图，其中曲线①对应保温20分钟所得到的拉伸样品，曲线②对应保温60分钟所得到的拉伸样品，曲线③对应保温300分钟所得到的拉伸样品。
图3示出的是Fe-10Mn-0.47C-2Al-0.7V(wt％)热轧板制备成的拉伸样品的拉伸工程应力应变曲线图。其中，将热轧板放在900℃空气炉中保温10分钟进行奥氏体化处理。然后取出热轧板水冷至室温。接着将热轧板放在液氮容器中保温1小时，取出热轧板在空气中恢复至室温。之后将热轧板放在625℃设备中分别保温20分钟、60分钟、300分钟。最后取出热轧板水冷至室温，从而制备出拉伸样品。
拉伸实验在室温下进行。拉伸样品的样距长度为32毫米，拉伸时的夹具速度为1.2毫米/分钟。由此得到图3所示的拉伸工程应力应变曲线图，其中曲线①对应保温20分钟所得到的拉伸样品，曲线②对应保温60分钟所得到的拉伸样品，曲线③对应保温300分钟所得到的拉伸样品。
图4示出的是Fe-10Mn-0.47C-2Al-0.7V(wt％)热轧板制备成的拉伸样品的拉伸工程应力应变曲线图。其中，将热轧板放在950℃空气炉中保温10分钟进行奥氏体化处理。然后取出热轧板水冷至室温。接着将热轧板放在液氮容器中保温1小时，取出热轧板在空气中恢复至室温。之后将热轧板放在625℃设备中分别保温20分钟、60分钟、300分钟。最后取出热轧板水冷至室温，从而制备出拉伸样品。
拉伸实验在室温下进行。拉伸样品的样距长度为32毫米，拉伸时的夹具速度为1.2毫米/分钟。由此得到图4所示的拉伸工程应力应变曲线图，其中曲线①对应保温20分钟所得到的拉伸样品，曲线②对应保温60分钟所得到的拉伸样品，曲线③对应保温300分钟所得到的拉伸样品。
图5为Fe-10Mn-0.47C-2Al-0.7V(wt％)热轧板制备成的拉伸样品的对照实验的拉伸工程应力应变曲线图。其中包含三条拉伸工程应力应变曲线，分别对应不同的热处理条件：(1)热轧板不经过任何热处理直接作为拉伸样品；(2)热轧板仅在900℃空气炉中保温10分钟进行奥氏体化处理后就取出作为拉伸样品；以及(3)热轧板放在900℃空气炉中保温10分钟进行奥氏体化处理，然后将热轧板水冷至室温，再将热轧板放在625℃设备中保温20分钟，之后取出热轧板水冷至室温，随即得到拉伸样品。
拉伸实验在室温下进行。拉伸样品的样距长度为32毫米，拉伸时的夹具速度为1.2毫米/分钟。由此得到图5所示的对照实验的拉伸工程应力应变曲线图，其中曲线①对应热处理条件(1)所得到的拉伸样品，曲线②对应热处理条件(2)所得到的拉伸样品，曲线③对应热处理条件(3)所得到的拉伸样品。
对比图2至图4以及图5可知，没有经过液氮过冷处理的拉伸样品(图5)，其力学性能远远不如液氮过冷处理后的拉伸样品(图2-4)，证明了液氮处理在得到该高强高塑性轴承钢的过程中所起的重要作用。液氮处理的时间增加会增加马氏体的含量，因此会相应的增加屈服强度和拉伸强度。
根据实验可知，当奥氏体化温度在850到950℃之间，625℃保温20分钟至5个小时，均可以达到良好的力学性能。这意味着该工艺窗口宽泛，易于在工业上实现。尤其突出的是在625℃保温20分钟即可得到优良的力学性能。
根据上述拉伸实验所得的拉伸曲线可知，本发明所公开的轴承钢，其屈服强度在1.1-1.45GP，优选为1.3-1.4GPa,拉伸强度可达1.3-1.75GP，优选1.72-1.75GPa,而延伸率可以维持在20％以上，优选20-42％。这个拉伸强度优于常用的轴承钢100CR6(1.62GPa)和GCr15(0.86GPa)，接近于GCr15SiMn(1.83GPa)。但是本发明所得轴承钢的塑性性能优于所有常用轴承钢。
图6为Fe-10Mn-0.47C-2Al-0.7V(wt％)热轧板经900度保温10分钟进行奥氏体化处理-液氮保温1小时-625℃保温1小时所得到的样品的电子背散射衍射相图。其中奥氏体为黄色，马氏体为红色，而蓝色线为奥氏体的晶粒边界。
图7为图6相应的电子背散射衍射晶粒取向图。
图8为碳化钒的投射电镜形貌图，其中实线箭头所指为碳化钒颗粒，虚线箭头所指为透射电镜元素线扫描的位置和方向。
图9为碳化钒的透射电镜元素线扫描图。
除了Fe-10Mn-0.47C-2Al-0.7V(wt％)热轧板，还根据本发明选择了其它组分和含量进行机械性能实验，选择的主要依据是将层错能控制在10-20之间，从而可以发生马氏体相变及形变孪晶以增加塑性性能。具体所选择的组分和含量见表1：
表1
G1-G11分别对应于1-11组实验数据。
实验表明，G1-G11各组根据本发明所述方法制备出的轴承钢，其力学性能均较为优良，且塑性性能优于常用轴承钢。
如前所述，本发明的设计思路是基于轴承钢中的奥氏体相能够改善钢的塑性，而奥氏体相的含量以及稳定性依赖于化学元素的种类以及含量。基于这种考虑，本发明通过增加促使奥氏体稳定化的元素来增加轴承钢的奥氏体含量，进而增加轴承钢的塑性。而对于大量奥氏体的引入所导致的强度下降，本发明采用析出物来强化增强轴承钢的强度，从而得到高强高塑性的轴承钢。
具体来说，通过改变现有轴承钢的化学组分，即增加锰元素含量和添加钒元素来实现上述目的。增加锰元素含量能够增加轴承钢中奥氏体含量，进而增加轴承钢塑性；而添加钒元素能够形成碳化钒析出物来增加轴承钢的强度，之后采用冷却介质淬火和短时间退火来得到高性能轴承钢。
本发明基于合理化学成分设计和合金元素的配分，关键在于使用温度等于或低于-100℃的冷却介质淬火形成马氏体和奥氏体的双相结构，从而在两相区退火时马氏体中的碳元素配分到奥氏体中，得到机械稳定性更好的奥氏体相。这些奥氏体相可以在轴承钢变形过程中实现TRIP或TWIP机制，提高轴承钢的塑性性能。并且轴承钢的碳化钒析出物可以进一步增加该轴承钢的强度。
应当理解，虽然本说明书是按照各个实施例描述的，但并非每个实施例仅包含一个独立的技术方案，说明书的这种叙述方式仅仅是为清楚起见，本领域技术人员应当将说明书作为一个整体，各实施例中的技术方案也可以经适当组合，形成本领域技术人员可以理解的其它实施方式。
以上所述仅为本发明示意性的具体实施方式，并非用以限定本发明的范围。对任何本领域的技术人员来说显而易见的是，在不脱离本发明的构思和原则的前提下所作的等同变化、修改与结合均应属于本发明保护的范围。

Claims (8)

1.一种轴承钢，其特征在于，包括按质量百分比计的以下组分：碳0.4-0.6％，锰8.0-12.0％，钒0.5-1.0％，铝1.0-3.0％，磷≤0.02％，硫≤0.02％，余量为铁和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的轴承钢，其特征在于，还包括按质量百分比计的以下组分中的至少一种：镍0.1-2.0％，铬0.2-2.0％，钼0.1-0.5％，硅0.3-2.0％，硼0.0005-0.0050％，铌0.02-0.10％，钛0.05-0.25％，铜0.25-0.50％，稀土元素0.002-0.005％。
3.一种轴承钢的制备方法，其特征在于，所述轴承钢为权利要求1或2所述的轴承钢，所述制备方法包括以下步骤：
提供含有所述轴承钢的组分的钢液；
将所述钢液进行热加工以形成工件；以及
对所述工件进行热处理而得到马氏体和奥氏体的双相目标组织，所述热处理包括：
在Ac3+20℃至100℃的温度将所述工件保温一段时间t1＝10-30分钟以形成全奥氏体相，随后以冷却速度u≥0.5℃/s将所述工件冷却至室温；
将所述工件在温度等于或低于-100℃的冷却介质中保温一段时间t2≥t2min，随后从冷却介质中取出所述工件并恢复至室温，其中，t2min为该工件整体均匀达到冷却介质温度所需的时间；
在620-630℃的温度将所述工件保温一段时间t3，其中300分钟≥t3≥20分钟，随后以冷却速度u≥0.5℃/s将工件冷却至室温。
4.根据权利要求3所述的轴承钢的制备方法，其特征在于，在从冷却介质中取出后，双相目标组织中马氏体体积含量f为30％-50％。
5.根据权利要求4所述的轴承钢的制备方法，其特征在于，马氏体体积含量f由以下公式(1)确定：
f＝1-exp(-C1(Ms-T)) (1)
其中，C1是经验常数，Ms是马氏体相变开始的温度，T是小于Ms的温度，在这里指冷却介质温度，
其中，马氏体相变开始的温度Ms能通过以下公式(2)得到：
Ms＝539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-7.5Mo-7.5Si(℃) (2)。
6.根据权利要求3所述的轴承钢的制备方法，其特征在于，在形成全奥氏体相后将该工件冷却至室温通过水冷、油冷或空冷来实施。
7.根据权利要求3所述的轴承钢的制备方法，其特征在于，t2min＝1小时。
8.根据权利要求3所述的轴承钢的制备方法，其特征在于，冷却介质是温度为-196℃的液氮。
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