CN109161667B

CN109161667B - 一种轴承构件及其制备方法

Info

Publication number: CN109161667B
Application number: CN201811032501.2A
Authority: CN
Inventors: 易红亮; 庞佳琛; 王国栋; 熊小川
Original assignee: Ironovation Materials Technology Co Ltd
Current assignee: Ironovation Materials Technology Co Ltd
Priority date: 2018-09-05
Filing date: 2018-09-05
Publication date: 2021-05-11
Anticipated expiration: 2038-09-05
Also published as: CN109161667A

Abstract

本发明涉及一种制备轴承构件的方法，其包括步骤：（1）提供轴承钢，其含有约1.1‑1.6重量%的C、约4‑8重量%的Al和余量的Fe和杂质；（2）使所述轴承钢进行球化退火处理；和（3）使所述轴承钢进行硬化热处理，其中所述球化退火处理包括步骤：a）不完全奥氏体化处理：在约830‑880℃的温度下保温约10‑60分钟；b）球化处理：以约3‑300℃每分钟的速率降温至约680‑800℃并保温约60‑240分钟；和c）冷却：冷却到室温。本发明还涉及由此涉及的轴承构件。本发明方法有效降低了轴承钢的硬度，从而使其易于加工成形成轴承构件，同时避免了石墨存在，从而消除其对轴承构件的硬度及组织均匀性的不利影响；并且最终获得的轴承构件仍然具有高硬度和高强度，并具有更好韧性。

Description

一种轴承构件及其制备方法

技术领域

本发明涉及金属材料加工领域，具体涉及轴承构件及其制备方法。

背景技术

轴承作为重要的机械支撑旋转体，需要具有高耐磨性和优异的滚动接触疲劳性能来保证其在高速旋转、高负荷环境中长期服役。为满足轴承这样的使用要求，需要用于制备轴承或轴承构件的钢材（也称为轴承钢）具有高硬度和高强度。已经提出通过置换合金元素的固溶强化对轴承钢进行硬度增强。还已经提出，通过提高碳含量，利用碳的间隙固溶强化来提高轴承钢的硬度。

GCr15轴承钢是一种常用的高硬度轴承钢，其碳含量为约0.87-1.05重量%。

CN105671435A公开了一种轴承钢热处理工艺及成形的轴承构件，其所用轴承钢含有重量含量为1.22-1.6%的C、4-8%的Al 、0.05-0.5%的V；0.5-4.0%的Ni，1.0%以下的Mo，0.1-1.5%的Mn，05-2%的Cr，以及小于等于0.7%的Si，余量为Fe 和杂质。

在轴承构件的制备过程中，轴承钢要经历锻造或者冷轧等方式的粗加工处理，以及车工等精加工处理。轴承钢硬度较高的情况下，直接加工则会导致刀具磨损。因此，制备轴承构件时，一般先使轴承钢进行球化退火处理来降低轴承钢硬度，以便于加工成形轴承构件，随后对成形的轴承构件进行硬化热处理（淬火和回火），以赋予成形的轴承构件以高硬度和高强度，从而满足最终的轴承使用要求。

然而，上述高碳高铝轴承钢中的高碳含量和高铝含量提高了轴承钢的石墨化敏感性。使用传统的临界区等温球化退火工艺对此轴承钢进行球化热处理时，板条渗碳体溶解后会有大量的约5-10微米不规则形态的石墨生成。部分石墨在随后的硬化热处理过程中不能完全溶解进入奥氏体中，从而会降低硬化处理后的轴承钢（具体地，其中的马氏体组织）的硬度及强度。这些未溶解的石墨还会破坏轴承钢的组织均匀性，从而降低其性能。因此，传统的临界区等温球化退火热处理工艺不适用于上述高碳高铝轴承钢。

因此，仍然需要开发适用于由高碳高铝轴承钢制备轴承构件的方法，其中避免了石墨的形成。

相应地，本发明意在提供一种轴承构件制备方法，其通过改造球化退火工艺，解决了上述问题。本发明还提供由此制备的轴承构件。

发明内容

本发明的一个实施方案是一种制备轴承构件的方法，其包括步骤：

（1）提供轴承钢，其含有约1.1-1.6重量%的C、约4-8重量%的Al和余量的Fe 和杂质；

（2）使所述轴承钢进行球化退火处理；和

（3）使所述轴承钢进行硬化热处理，

其中所述球化退火处理包括步骤：

a）不完全奥氏体化处理：在约830-880℃的温度下保温约1-720分钟，优选为10-60分钟；

b）球化处理：以约3-300℃每分钟的速率降温至约680-800℃并保温约60-10000分钟，优选为60-240分钟；和

c）冷却：冷却到室温。

本发明的另一个实施方案是由上述方法制备的轴承构件。

附图说明

附图用以辅助对本发明的进一步理解，并且构成说明书的一部分，与下面的具体实施方式一起用于说明本发明，但并不构成对本发明的限制。在附图中：

图1为根据本发明的一个实施方案的轴承构件制备方法所用的温度-时间曲线示意图；

图2为原料轴承钢的微观组织结构的显微照片；

图3为实施例1中经过球化退火处理的轴承钢的微观组织结构的显微照片；

图4为实施例1中经过硬化热处理的轴承钢的微观组织结构的显微照片；

图5为实施例1中经过硬化热处理的轴承钢的压缩测试曲线；

图6(a)为对比实施例1中经过临界区等温球化退火热处理的轴承钢的显微照片；

图6(b)为对比实施例1中经过硬化热处理的轴承钢的显微照片。

具体实施方式

根据本发明的一个方面，涉及一种制备轴承构件的方法，其包括步骤：

（2）使所述轴承钢进行球化退火处理；和

（3）使所述轴承钢进行硬化热处理，

其中所述球化退火处理包括步骤：

a）不完全奥氏体化处理：在约830-880℃的温度下保温约1-720分钟，优选10-60分钟；

c）冷却：冷却到室温。

本发明采用高碳高铝轴承钢来制备所述轴承构件。具体地说，所述轴承钢含有约1.1-1.6重量%的C、约4-8重量%的Al和余量的Fe和杂质。在一个改进中，所述轴承钢包含：约1.1-1.6重量%的C、约4-8重量%的Al；以及小于等于约2重量%的Si、小于等于约0.5重量%的V、小于等于约4.0重量%的Ni，小于等于约0.8重量%的Mo，小于等于约2重量%的Mn，小于等于约2重量%的Cr，余量的Fe 和杂质。在另一个改进中，所述轴承钢还包含至少一种以下元素：小于等于约1.0重量% 的W；小于等于约0.2重量% 的Ti；小于等于约0.2重量% 的Nb；小于等于约0.2重量%的Zr；小于等于约2.0重量% 的Cu。在另一个改进中，所述轴承钢中的Ni+ Mn + Cr的含量大于等于约2重量%。在另一个改进中，本发明所用轴承钢的过共析碳含量为0.01-0.4重量%。在另外一个改进中，在本发明所用轴承钢中，当过共析碳含量≥约0.05重量%时，Cr≤约0.8重量%；当轴承钢中过共析碳含量<约0.05重量%时，Cr≤约1.4重量%。

所述轴承钢含有的成分详细描述如下。

C：约1.1-1.6重量%

碳是最便宜的强化元素，其可以通过间隙固溶强化以及碳化物弥散强化的方式来提高钢的硬度。当碳含量低于约1.1重量%时，配合添加4-8重量%的铝（Al）时，在硬化热处理步骤中的奥氏体化过程中，碳化物完全溶解为奥氏体之后会有部分铁素体剩余，这部分铁素体会保留在最终组织中，这会降低轴承钢的硬度并恶化轴承钢韧性；较低的碳含量也不利于提高轴承钢（马氏体）的硬度。碳含量高于约1.6重量%时，碳会增加形成网状碳化物的倾向，从而使轴承钢以及由此轴承钢制备的轴承或轴承构件因网状碳化物产生的组织遗传造成组织不均匀性，因而恶化最终的使用性能。所以，本发明所用轴承钢中碳含量是1.1-1.6重量%，通过配合添加4-8重量%的铝（Al），使得碳化物只能呈粒状并弥散分布，而不是形成网状碳化物，并且在硬化热处理步骤中的奥氏体化过程中不会有铁素体剩余。这种弥散分布的粒状碳化物可以有效地提高轴承钢的硬度和强度。

优选本发明所用轴承钢的过共析碳含量为0.01-0.4重量%。共析碳含量变化的影响因素包括但不限于其他合金成分的含量。发明人发现，需要存在略微过共析的碳，以确保在不完全奥氏体化处理过程中残留一定数量的粒状碳化物，作为碳化物球化的形核点。过少的过共析碳含量不能保证不完全奥氏体化过程中残留足够数量的粒状碳化物。因此优选过共析碳含量≥0.01重量%。而过高的过共析碳含量会导致形成网状碳化物，破坏组织均匀性；以及硬化热处理过程中碳化物容易尺寸粗大。因此优选过共析碳含量≤0.4重量%。更优选本发明所用轴承钢的过共析碳含量为0.02~0.1重量%。

Al：约4-8重量%

铝是铁素体形成元素。通过加入铝能够提高奥氏体向珠光体转变的开始温度，从而提高其球化温度，因此能够提高球化过程中合金元素的扩散速率，提高球化效率。同时，铝是轻量元素，其密度很低，接近于铁的1/3。因此，通过使用铝置换铁可以降低轴承钢的密度，从而达到降低产品重量的目的。通常而言，提高马氏体中的碳含量是提高轴承钢硬度的最经济最实用的方法。但碳含量的提高会导致马氏体相变温度降低，从而降低淬火热处理得到的马氏体的量，降低了钢材硬度。因此，简单提高碳含量不能提高轴承钢硬度。发明人发现，铝会提高马氏体相变温度点。在轴承钢的碳含量提高的情况下，铝的添加抵消了碳含量提高对降低马氏体相变温度的影响，确保了轴承钢的马氏体相变温度大体保持不变，相应使得马氏体的量不会减少。因此，高碳高铝轴承钢确保了进行硬化热处理后达到希望的高硬度。另一方面，在低温热处理过程（即本发明的贝氏体相变回火）中，铝可抑制碳以渗碳体的形式析出，使得贝氏体铁素体及马氏体中的过饱和碳配分进入残余奥氏体中，提高残余奥氏体的碳含量。轴承钢在贝氏体相变回火中，主要发生两个转变过程，其一是残余奥氏体发生贝氏体相变形成贝氏体铁素体及薄膜状残余奥氏体；另一个过程是，马氏体中的碳在贝氏体相变的过程中向残余奥氏体中配分。贝氏体相变过程中，贝氏体铁素体中的碳向残余奥氏体中配分，大幅度提高残余奥氏体中的碳含量，随着相变的不断进行，残余奥氏体中的碳含量逐渐增加。而铝的大量添加可通过提高贝氏体相变驱动力而提高贝氏体相变的程度，从而进一步提高残余奥氏体中的极限碳含量，因此可以获得含有很高碳含量的残余奥氏体。此外，贝氏体相变保温过程中，马氏体中的碳向残余奥氏体中配分，同样提高残余奥氏体的碳含量。贝氏体相变过程中，随着相变的进行，残余奥氏体被切割为薄膜状。高碳含量及薄膜状形态显著提高残余奥氏体的稳定性，增加了进一步发生贝氏体相变的阻力。当贝氏体相变的驱动力与贝氏体相变的阻碍力相等时，贝氏体相变终止。最终，会有较大量的残余奥氏体没有发生贝氏体相变而剩余下来。由此，高含量铝的添加使得本发明的轴承钢经处理后被制成含有较大量的残余奥氏体，并且残余奥氏体为高含碳量的薄膜状。此外，添加铝还可提高贝氏体相变速度，有利于缩短贝氏体相变的时间。添加铝还提高了轴承钢的共析碳含量。因此，即使本发明轴承钢中添加了远高于普通轴承钢的碳，其过共析的碳含量也低于普通高碳轴承钢。因此，本发明钢中不会产生网状碳化物。铝含量过低，不能充分实现上述作用，因此铝的下限为约4重量%。高于约8重量%的铝会在轴承钢中形成脆性的Fe-Al合金化合物，恶化材料性能，且过高含量的铝会降低轴承钢的弹性模量，降低轴承钢的刚度。因此，铝的上限定为约8重量%。

V ：小于等于约0.5重量%

钒是微合金元素。可通过形成碳化钒钉扎晶界细化原奥氏体晶粒尺寸，进而细化马氏体板条间距，提高轴承钢的强韧性。同时，呈弥散分布的纳米尺寸的碳化钒可通过抑制微裂纹的扩展而提高钢材的韧性，通过析出强化作用提高钢材强度。但是，钒含量过高会形成较多亚微米级尺寸的碳化物，较大碳化物的脆性会影响轴承钢的韧性，所以钒含量上限为约0.5重量%。

Ni ：小于等于约4.0重量%

镍能提高淬透性及强度，并且保持良好的塑性和韧性。但是镍含量过高会增加残余奥氏体含量，降低轴承钢硬度，并且增加不必要的成本。因此，镍含量的上限是约4重量%。

Mo：小于等于约0.8重量%

钼能提高轴承钢的淬透性及回火稳定性。但是过量钼的添加会增加形成带状组织的趋势，并且会导致不必要的成本增加。所以，钼含量的上限是约0.8重量%。

Cr：小于等于约2重量%

铬可提高轴承钢淬透性并可在轴承钢中形成高硬度的铬碳化物或者形成富铬渗碳体以通过析出强化提高轴承钢的硬度和抗滚动接触疲劳性能。但在高碳钢中，铬含量过高会产生大量的较大尺寸的含铬碳化物，而这种碳化物具有较高的热稳定性，在硬化热处理时的奥氏体化过程中较难溶解，而未溶解的粗大碳化物会降低轴承钢韧性，也会导致轴承应用时因这种碳化物与基体马氏体间较大硬度差造成应力集中，产生裂纹，降低轴承服役寿命；而如果通过更高加热温度溶解含铬碳化物则会导致轴承钢组织粗大，会降低轴承钢的强韧性。因此，将铬含量控制在少于等于约2重量%。当轴承钢中过共析碳含量≥约0.05重量%，由于合金成分碳含量较常规轴承钢大幅提高，较高的Cr添加容易导致硬化热处理的奥氏体化加热过程中析出尺寸≥500纳米的含Cr碳化物，导致轴承构件韧性恶化。因此，优选情况，当轴承钢中过共析碳含量≥约0.05重量%时，Cr≤约0.8重量%；当轴承钢中过共析碳含量<约0.05重量%时，Cr≤约1.4重量%。

Mn：小于等于约2重量%

锰能提高轴承钢淬透性。但锰含量较高时会降低轴承钢的共析碳含量而增加生成网状碳化物的趋势。高的锰含量会降低马氏体相变温度而降低马氏体分数，降低马氏体硬度，因此导致轴承钢硬度的降低。此外，锰含量过高会显著提高钢的脆性转变温度，且轴承钢的过热敏感性和生成裂纹的倾向也会增强。因此锰的含量限制在少于等于约2重量%，而且炼钢过程中钢水中均含有一定的锰，优选情况，锰的含量限制在少于等于约0.5重量%。

Si：小于等于约2重量%

硅亦可在低温热处理过程（即本发明的贝氏体相变回火）中抑制碳转变成渗碳体，也对材料有固溶强化的作用；但在轴承钢中，硅会使钢的过热敏感性、裂纹倾向性增大。所以，将硅的含量控制在少于等于约2重量%。炼钢过程中的钢水均含有Si，将Si含量控制在较低水平会导致成本增加，因此优选情况，将硅的含量控制在少于等于约0.5重量%。

W：小于等于约1.0重量%

W 提高轴承钢的淬透性可有效提高钢的强度，同时，有助于形成高硬度的碳化物，提高轴承钢硬度。但当其含量大于约1.0重量%的情况下，不能进一步提高轴承钢的硬度，反而会增加成本。

Ti、Nb、Zr、：小于等于约0.2重量%

Ti、Nb、Zr 可以使轴承钢的晶粒细化并且提高强度。Ti、Nb、Zr 的含量过低则不能起到提高强度的作用，而大于约0.2重量%则会增加不必要的成本。

Cu ：小于等于约2.0重量%

Cu能提高轴承钢强度，特别是大气腐蚀性能。但是，如果Cu的含量大于约2.0重量%，则会劣化加工性，并且在热轧过程中可能会形成液相而导致钢材开裂，另外还会导致不必要的成本增加。

使所述轴承钢经历球化退火处理。所述球化退火处理包括步骤：

c）冷却：冷却到室温。

作为常规原料的轴承钢含有珠光体及网状碳化物，其中所述珠光体主要呈板条状。另外，常规轴承钢为碳严重过共析的钢材，例如过共析碳含量大于等于0.5重量%。在本发明中，作为原料的轴承钢含有珠光体，但无网状碳化物，并且过共析碳含量较常规轴承钢低，为0.01-0.4重量%，优选为0.02-0.1重量%。对于本发明轴承钢，在830-880℃的温度区间保温过程中，轴承钢中的珠光体溶解并相变为奥氏体的同时会有少量碳化物并未溶解并变为奥氏体。由于这部分未溶解的碳化物的存在，本发明轴承钢发生不完全奥氏体化。

在一个改进中，以面积百分数含量计，发生不完全奥氏体化的轴承钢含有约91-98%的奥氏体和约1-7%的碳化物，其中所述碳化物为长径比低于约8的粒状碳化物。在另一个改进中，以面积百分数含量计，发生不完全奥氏体化的轴承钢含有约93-98%的奥氏体，约2-6%的碳化物，和低于约2%的铁素体，其中所述碳化物为长径比低于约8的粒状碳化物。在再一个改进中，所述粒状碳化物为球状碳化物或短棒状碳化物，其中所述球状碳化物的长径比为约1-1.5，并且其中所述短棒状碳化物的长径比为约3-5。在又一个改进中，所述粒状碳化物为KAPPA碳化物或渗碳体，其中KAPPA碳化物含有重量比为约3:1:1的Fe、Al和C，并且渗碳体含有重量比为3:1的Fe和C。

以面积百分数含量计，当发生不完全奥氏体化的轴承钢中未溶解的碳化物的含量低于约2%时，会使得这些未溶解的碳化物之间的间距过大。在接下来的球化处理过程中，在奥氏体向铁素体转变过程时，未溶解的碳化物之间的过大间距增加了原子扩散距离及扩散时间，从而难以实现球化，最终使得奥氏体转变为板条珠光体而不是铁素体与粒状碳化物。以面积百分数含量计，当发生不完全奥氏体化的轴承钢中未溶解的碳化物含量高于约6%时，则未溶解的碳化物较易形成长径比大于约8的长棒状碳化物而不是长径比低于约8的粒状碳化物。长棒状碳化物会在接下来的球化处理过程中分解形成石墨。长棒状碳化物具有不稳定性，为了保证碳化物与铁素体界面的平衡状态，在不完全奥氏体化后的球化过程中，在相邻的碳化物与铁素体中会发生碳原子的扩散以满足平衡状态的要求，扩散的不断进行，使得长棒碳化物的直径不断减小，最终发生熔断分解。而在此扩散过程中大量自由碳原子会在碳化物与铁素体界面处形成富集碳原子的“气氛”，为石墨或渗碳体形核提供条件。但是，因为所用轴承钢含有大量的铝。铝是铁素体形成元素，在渗碳体中的固溶度极低。因此渗碳体的形核需要先将铝排出到铁素体基体上。这个过程会消耗大量的能量从而降低了渗碳体形核驱动力，最终会降低渗碳体的形核率，导致大量的自由碳原子最终形成石墨，此外，大量的铝的添加会降低石墨形核的孕育时间。石墨的存在会对轴承钢的组织均匀性以及强韧性产生不利的影响。

发生不完全奥氏体化的轴承钢随后进行球化处理：以约3-300℃每分钟的速率降温至约680-800℃并保温约60-10000分钟，优选约60-240分钟，进一步优选为60-120分钟。约680-800℃的温度区间为奥氏体向珠光体转变的相变温度区间。在此温度区间保温过程中，利用碳化物与铁素体的非协同长大机制完成球化。奥氏体向铁素体转变为扩散性相变。在相变过程中，随着奥氏体/铁素体的界面迁移，奥氏体中的碳被界面处的在不完全奥氏体化过程中未溶解的碳化物吸附，未溶解的碳化物逐渐长大，最终形成粒状碳化物。球化处理后，在轴承钢中形成包含球状碳化物、铁素体及少量长径比为约3-5的短棒状碳化物的微观组织结构。

经过球化处理的轴承钢随后冷却到室温。可以采用本领域中的任何方式进行冷却。

最终，对轴承钢进行球化退火处理之后，在轴承钢中形成了包含球状碳化物、铁素体及少量长径比为约3-5的短棒状碳化物的微观组织结构。在一个改进中，所述球状碳化物包括粒径为约0.1-2μm的渗碳体和粒径为约2-3μm的含Al的碳化物（为KAPPA碳化物）；短棒状碳化物为含Al碳化物或渗碳体。在另一个改进中，以面积分数计，进行球化退火处理的轴承钢含有约15-20%的球状碳化物；低于约5%的短棒状碳化物；和75-80%的铁素体。在又一个改进中，以面积分数计，进行球化退火处理的轴承钢含有约15-20%的球状碳化物；低于约5%的短棒状碳化物；75-80%的铁素体和余量的杂质。

经过球化退火处理之后，轴承钢的抗拉强度为约700-1050MPa，延伸率为约10-15%，密度小于等于7.3g /cm³。

经过球化退火处理之后，轴承钢的宏观硬度为小于350HV，优选为约230-300HV。相对于原料轴承钢约450-490 HV的宏观硬度，进行球化退火处理的轴承钢显然更易于进行轴承钢的各种加工操作。在一个改进中，所述加工操作包括例如使轴承钢要经历锻造、冷轧、车工等处理，以形成轴承构件。

进行球化退火处理之后，对轴承钢进行硬化热处理。在一个方案中，所述硬化热处理包括步骤：

d）奥氏体化加热：将经过球化退火处理的轴承钢加热到约880-950℃，并保温约10-300 分钟；

e）淬火冷却：将经过奥氏体化加热步骤的轴承钢冷却到室温到约-196℃的温度，其中冷却时间为大于等于0.5分钟，优选为约0.5 -200 分钟；

f) 贝氏体相变回火：将经过淬火冷却的轴承钢加热到约150-250℃的温度，并保温大于等于2小时，优选为约2 -240 小时；和

g) 冷却到室温。

在奥氏体化加热步骤中，进行球化退火处理的轴承钢中的全部铁素体及部分碳化物转变为奥氏体，并且会有少量未溶解的碳化物分布在奥氏体上。经过奥氏体化加热的轴承钢含有约95-99面积%的奥氏体和小于等于约5 面积%的碳化物。在一个改进中，经过奥氏体化加热的轴承钢含有约95-99面积%的奥氏体，少于等于约5面积%的碳化物和余量的杂质。

在淬火冷却步骤中，一部分奥氏体都转变为马氏体，另一部分奥氏体未发生转变而保留下来，成为残余奥氏体。因此，经过淬火冷却步骤的轴承钢包含马氏体、残余奥氏体和少量碳化物。在一个改进中，以面积百分数计，经过淬火冷却的轴承钢含有约65-92%马氏体，约8-30%残余奥氏体，约0-5%碳化物，和余量的杂质。

在淬火冷却步骤中，可采用冰水混合物冷却，液态氮气冷却或其他任何适当冷却方式。

对于常规轴承钢，例如GCr15轴承钢，贝氏体相变回火的目的是消除淬火应力，以降低材料的脆性；以及分解残余奥氏体：通过贝氏体相变回火将残余奥氏体基本完全分解，以避免不稳定的残余奥氏体在最终轴承应用过程中因外力作用导致马氏体产生，造成体积膨胀，破坏轴承的尺寸稳定性，增加轴承件间的磨损，降低轴承使用寿命。对于本发明的轴承钢，贝氏体相变回火的目的并不是将所有的残余奥氏体分解，而是留下一部分。本发明赋予残余奥氏体高稳定性，使其在保证轴承尺寸稳定性的同时可以利用自身韧性提高轴承钢的韧性。具体地说，本发明的轴承钢中，Al的添加抑制了贝氏体相变过程中渗碳体的析出，使得贝氏体铁素体及马氏体中过饱和的碳不以渗碳体的形式析出，只配分进入残余奥氏体中，提高残余奥氏体的碳含量，同时贝氏体相变将残余奥氏体切割为薄膜状。在贝氏体相变回火过程中，通过贝氏体相变的切变效应将块状的残余奥氏体切割为细小薄膜状的残余奥氏体，并在切变之后将贝氏体铁素体中过饱和的碳配分进入残余奥氏体中，提高残余奥氏体的碳含量，更重要的是，钢材中Al的添加，提高了贝氏体相变的驱动力，增加了贝氏体相变的程度，提高了配分进入残余奥氏体中碳含量的极限值。与此同时，马氏体中过饱和的碳也会配分进入残余奥氏体中，提高残余奥氏体的碳含量。随着贝氏体相变的进行，残余奥氏体的尺寸不断减小，碳含量逐渐增加。细小尺寸及高碳含量均提高了残余奥氏体的稳定性，而残余奥氏体稳定性的增加会抑制贝氏体相变进一步的发生。当贝氏体相变的驱动力与残余奥氏体中抑制贝氏体相变的阻碍力（小尺寸，高碳含量）相等时，贝氏体相变终止。所以，在本发明钢中，贝氏体相变并不会将所有的残余奥氏体分解，而是会有较大量的残余奥氏体剩余。最终，获得一定面积分数的具有高碳的薄膜状残余奥氏体。在一个改进中，以面积百分数计，经过贝氏体相变回火的轴承钢含有约65-92%马氏体，约7-19%残余奥氏体，约1-11%贝氏体铁素体，和约0-5%碳化物。在另一个改进中，以面积百分数计，经过贝氏体相变回火的轴承钢含有约65-92%马氏体，约7-19%残余奥氏体，约1-11%贝氏体铁素体，约0-5%碳化物和余量的杂质。

在冷却到室温中，可以使用本领域的任何方式进行冷却。

最终，对轴承钢进行硬化热处理之后，在轴承钢中形成了包含马氏体、残余奥氏体、贝氏体铁素体和少量碳化物的微观组织结构。在一个改进中，以面积百分数计，经过硬化热处理的轴承钢含有约65-92%马氏体，约7-19%奥氏体，约1-11%贝氏体铁素体，和约0-5%碳化物。在另一个改进中，以面积百分数计，经过硬化热处理的轴承钢含有约65-92%马氏体，约7-19%奥氏体，约1-11%贝氏体铁素体，约0-5%碳化物和余量的杂质。

对轴承钢进行硬化热处理之后，所述轴承钢的硬度大于等于约60HRC，优选为约60-68HRC，抗压强度大于等于约2800MPa，优选为约2800-4000MPa，并且平面应变断裂韧性为大于等于约16MPa•m^1/2。不束缚于任何理论，认为马氏体的存在提高了轴承钢的硬度，而具有高碳的薄膜状残余奥氏体的存在提高了轴承钢的平面应变断裂韧性。

一方面，本发明方法实现了珠光体的球化，有效的减低轴承钢的硬度，从而使其易于加工成形成轴承构件，同时避免了石墨存在，从而消除其对轴承构件的硬度及组织均匀性的不利影响；另一方面，本发明方法最终获得的轴承构件仍然具有高硬度和高强度，并具有更好韧性。

实施例

实施例1

将轴承钢（成分以重量百分数含量计：1.1C-4.0Al-0.25Si-0.38V-1.0Ni-0.2Mo-0.38Mn-1.0Cr，余量为Fe）加热到870℃，保温20分钟，之后用3℃每分钟的冷却速度冷却至780℃，随后在该温度下保温120分钟，之后冷却到室温，从而完成轴承钢的球化退火处理。

将经过球化退火处理的轴承钢加热到890℃，保温40分钟，并淬火到室温。

再将经过淬火处理的轴承钢在250℃下保温48小时，然后冷却到室温，完成轴承钢的硬化热处理。

获取原料轴承钢，经过球化退火处理的轴承钢，和经过硬化热处理的轴承钢的显微照相，相应的显微照片如附图2-4所示。

如所获的显微照片所示，原料轴承钢具有由珠光体构成的微观组织结构。这使得轴承钢的宏观硬度为约470HV。该高硬度为直接加工成形轴承构成设置了障碍。

如所获的显微照片所示，经过球化退火热处理的轴承钢的微观组织结构由铁素体和弥散分布的碳化物构成，其中所述碳化物主要由粒径为0.1-3微米的球状碳化物与长径比为3-5的短棒状碳化物构成。根据该显微照片，以面积含量计，经过不完全奥氏体化处理的轴承钢含有95%奥氏体，4%碳化物，1%铁素体。经过球化处理的轴承钢含有80%铁素体，20%碳化物。另外，经过球化退火处理的轴承钢的硬度为271HV，抗拉强度为813MPa，延伸率为15%。

如所获的显微照片所示，经过硬化热处理的轴承钢的微观组织结构由马氏体，残余奥氏体，贝氏体铁素体及少量碳化物构成。以面积含量计，经过淬火处理的轴承钢含有77%的马氏体，18%残余奥氏体，5%的碳化物。以面积含量计，经过硬化热处理的轴承钢含有77%的马氏体，14%残余奥氏体，4%贝氏体铁素体，5%的碳化物。另外，经过硬化热处理的轴承钢的硬度为64.2HRC，压缩强度为3380MPa，平面应变断裂韧性为20MPa •m^1/2。根据国标GB/T7314-2005，将经过硬化热处理的轴承钢进行压缩实验测试，其结果如附图5所示。经过硬化热处理的轴承钢获得了高于3300MPa的抗压强度及高于40%的压缩延伸率。

实施例2：

将轴承钢（成分以重量百分数含量计：1.15C-4.2Al-0.24Si-0.32V-0.6Ni-0.23Mo-0.32Mn-1.4Cr，余量为Fe）加热到850℃，保温40分钟，之后用30℃每分钟的冷却速度冷却至750℃，随后在该温度下保温160分钟，之后冷却到室温，从而完成轴承钢的球化退火处理。

如实施例1一样，获取轴承钢在各阶段的显微照片。以面积含量计，经过不完全奥氏体化处理的轴承钢含有95%奥氏体，3%碳化物，2%铁素体；经过球化处理的轴承钢含有75%铁素体，25%碳化物。另外，经过球化退火处理的轴承钢的硬度为285HV，抗拉强度为855MPa，延伸率为 12%。

将经过球化退火处理的轴承钢加热到900℃，保温30分钟，并淬火到室温。以面积含量计，经过淬火处理的轴承钢含有77%的马氏体，20%残余奥氏体，3%的碳化物。

将经过淬火处理的轴承钢在200℃下保温96小时，然后冷却到室温，完成轴承钢的硬化热处理。以面积含量计，经过硬化热处理的轴承钢含有75%的马氏体，15%残余奥氏体，5%贝氏体铁素体， 3%的碳化物。另外，经过硬化热处理的轴承钢的硬度为64HRC，压缩强度为3300MPa,平面应变断裂韧性为23.5MPa•m^1/2。

对比实施例1

将原料轴承钢（成分以重量百分数含量计：1.15C-4.2Al-0.24Si-0.32V-0.6Ni-0.23Mo-0.32Mn-1.4Cr，余量为Fe ）进行常规的临界区等温球化退火热处理：将轴承钢升温至800℃，并在此温度下保温10小时。

使用经过临界区等温球化退火热处理的轴承钢重复实施例1中的硬化热处理。

获取经过临界区等温球化退火热处理的轴承钢，和经过硬化热处理的轴承钢的显微照相，相应的显微照片如附图6（a）和6（b）所示。

如所获的显微照片所示，轴承钢进行临界区等温球化退火热处理，产生了石墨，并且在随后的硬化热处理中，部分石墨并未溶进奥氏体中，而是残留下来。

功效实施例

在该实施例中检验了在轴承构件制备过程中在轴承钢中形成石墨对最终轴承构件的组织及硬度的影响。

所用轴承钢具有下表1所示组分，其中余量为铁和杂质。

表1：原料轴承钢的组成, 合金元素含量为重量百分比

试样	C	Al	Si	V	Ni	Mo	Mn	Cr
									1	1.10	4.0	0.25	0.10	1.0	0.2	0.38	1.0
2	1.15	4.2	0.24	0.15	0.6	0.23	0.32	1.4
									3	1.25	5.1	0.24	0.15	1.6	0.23	0.32	1.3
4	1.27	4.9	0.22	0.10	1.5	0.2	0.57	0.8
									5	1.35	6.0	0.22	0.25	0.6	0.4	0.36	1.1

使上述原料轴承钢试样1-5分别重复两次对比实施例1，由此获得相应对比轴承钢。其中，临界区等温球化退火热处理和硬化热处理的工艺条件如下表2所示。

表2：临界区等温球化退火热处理和硬化热处理的工艺条件

。

分别测量经过临界区等温球化退火热处理和硬化热处理的对比轴承钢的微观组织结构的组成。结果列在表3中。

表3：对比轴承钢的微观组织结构的组成

。

其中，F表示铁素体，C表示碳化物，G表示石墨，M表示马氏体，A表示奥氏体，BF表示贝氏体铁素体。

分别测量经过临界区等温球化退火热处理和硬化热处理的轴承钢的硬度。结果列在表4中。其中HV根据硬度计使用的20kg载荷力除以材料四边形压痕凹坑的表面积测量；HRC根据用一个顶角为120度的金刚石圆锥体，在150kg载荷下压入被测材料表面，由压痕深度测量。

表4：经过临界区等温球化退火热处理和硬化热处理的轴承钢的硬度

。

由表3和4中的结果可见，采用传统的临界区等温球化退火热处理和硬化热处理的轴承钢，会产生一定量的石墨。并且，一部分所产生的石墨最终难以溶解。相应地，轴承钢的硬度被降低。

对上述原料轴承钢试样1，2分别重复实施例1及实施例2，由此获得相应本发明轴承钢1-3及2-3的组织与性能。其中，球化退火处理和硬化热处理的工艺条件如下表5所示。

表5：球化退火处理和硬化热处理的工艺条件

。

分别测量经过球化退火处理和硬化热处理的轴承钢的微观组织结构的组成。结果列在表6中。

表6：轴承钢的微观组织结构的组成

。

其中，F表示铁素体，C表示碳化物，M表示马氏体，A表示奥氏体，BF表示贝氏体铁素体。

分别测量经过球化退火处理和硬化热处理的轴承钢的机械性能。结果列在表7中。其中HV根据硬度计使用的20kg载荷力除以材料四边形压痕凹坑的表面积测量；HRC根据用一个顶角为120度的金刚石圆锥体，在150kg载荷下压入被测材料表面，由压痕深度测量。抗压强度根据GB/T 7314-2005中棒状式样的测试标准测量；延伸率根据GB/T 7314-2005使用压缩轴向引伸计测量；平面应变断裂韧性根据HB 5142-1996金属材料平面应变断裂韧度KIC试验方法测量。

表7：经过球化退火处理和硬化热处理的轴承钢的机械性能

。

由表6和7中的结果可见，采用本发明的球化退火处理和硬化热处理，避免了在轴承钢产生石墨。相应地，轴承钢的各机械性能均获得大幅度提升。

Claims

1.一种制备轴承构件的方法，其包括步骤：

（1）提供轴承钢，其含有1.1-1.6重量%的C、4-8重量%的Al和余量的Fe 和杂质；

（2）使所述轴承钢进行球化退火处理；和

（3）使所述轴承钢进行硬化热处理，

其中所述球化退火处理包括步骤：

a）不完全奥氏体化处理：在830-880℃的温度下保温1-720分钟；

b）球化处理：以3-300℃每分钟的速率降温至680-800℃并保温60-10000分钟；和

c）冷却：冷却到室温，

其中所述轴承钢的过共析碳含量为0.01-0.1重量%，并且

其中过共析碳含量小于等于0.05重量%时Cr含量小于等于1.5重量%，过共析碳含量大于0.05重量%时Cr含量小于等于0.8重量%。

2.根据权利要求1的制备轴承构件的方法，其中所述球化退火处理包括步骤：

a）不完全奥氏体化处理：在830-880℃的温度下保温10-60分钟；

b）球化处理：以3-300℃每分钟的速率降温至680-800℃并保温60-240分钟；和

c）冷却：冷却到室温。

3.根据权利要求1的制备轴承构件的方法，其中所述轴承钢的过共析碳含量为0.02-0.1重量%。

4.根据权利要求1的制备轴承构件的方法，其中所述轴承钢包含：1.1-1.6重量%的C、4-8重量%的Al；以及小于等于2重量%的Si、小于等于0.5重量%的V、小于等于4.0重量%的Ni，小于等于0.8重量%的Mo，小于等于1.5重量%的Mn，小于等于2重量%的Cr，余量的Fe 和杂质。

5.根据权利要求1的制备轴承构件的方法，其中所述轴承钢还包含至少一种以下元素：小于等于1.0重量% 的W；小于等于0.2重量% 的Ti；小于等于0.2重量% 的Nb；小于等于0.2重量%的Zr；小于等于2.0重量% 的Cu。

6.根据权利要求1的制备轴承构件的方法，其中Ni + Mn + Cr的含量大于等于2重量%。

7.根据权利要求1的制备轴承构件的方法，其中所述硬化热处理包括步骤：

d）奥氏体化加热：将经过球化退火处理的轴承钢加热到880-950℃，并保温10 -300 分钟；

e）淬火冷却：将经过奥氏体化加热步骤的轴承钢冷却到室温到-196℃的温度，其中冷却时间为大于等于0.5分钟；

f) 贝氏体相变回火：将经过淬火冷却的轴承钢加热到150-250℃的温度，并保温大于等于2小时；和

g) 冷却到室温。

8.根据权利要求1的制备轴承构件的方法，其中所述硬化热处理包括步骤：

e）淬火冷却：将经过奥氏体化加热步骤的轴承钢冷却到室温到-196℃的温度，其中冷却时间为0.5 -200 分钟；

f) 贝氏体相变回火：将经过淬火冷却的轴承钢加热到150-250℃的温度，并保温2 -240 小时；和

g) 冷却到室温。

9.根据权利要求1的制备轴承构件的方法，其中以面积百分数含量计，发生不完全奥氏体化的轴承钢含有91-98%的奥氏体，1-7%的碳化物，和低于2%的铁素体，其中所述碳化物为长径比低于8的粒状碳化物。

10.根据权利要求9的制备轴承构件的方法，其中以面积百分数含量计，发生不完全奥氏体化的轴承钢含有93-98%的奥氏体，2-6%的碳化物和低于2%的铁素体，其中所述碳化物为长径比低于8的粒状碳化物。

11.根据权利要求1的制备轴承构件的方法，其中，以面积分数计，经过球化退火处理的轴承钢包含15-20%的球状碳化物、75-80%的铁素体及低于5%的短棒状碳化物，其中短棒状碳化物的长径比为3-5。

12.根据权利要求11的制备轴承构件的方法，其中所述球状碳化物包括粒径为0.1-2μm的渗碳体和粒径为2-3μm的含Al的碳化物，并且所述短棒状碳化物为渗碳体或含Al碳化物。

13.根据权利要求1的制备轴承构件的方法，其中经过球化退火处理的轴承钢的硬度为小于等于350HV。

14.根据权利要求1的制备轴承构件的方法，其中经过球化退火处理的轴承钢的硬度为230-300HV。

15.根据权利要求1的制备轴承构件的方法，其中经过球化退火处理的轴承钢的抗拉强度为700-1050MPa，延伸率为10-15%，和密度小于等于7.3g /cm³。

16.根据权利要求3所述的制备轴承构件的方法，其中以面积百分数含量计，经过奥氏体化加热的轴承钢含有95-99%的奥氏体和少于等于5%的碳化物。

17.根据权利要求3所述的制备轴承构件的方法，其中以面积百分数计，经过淬火冷却的轴承钢含有65-92%马氏体，8-30%残余奥氏体，和0-5%碳化物。

18.根据权利要求3所述的制备轴承构件的方法，其中以面积百分数计，经过硬化热处理的轴承钢含有65-92%马氏体，7-19%奥氏体，1-11%贝氏体铁素体，和0-5%碳化物。

19.根据权利要求3所述的制备轴承构件的方法，其中经过硬化热处理的轴承钢的硬度为60-68HRC，抗压强度为大于等于2800MPa，并且平面应变断裂韧性为大于等于16 MPa•m¹ ^/2。

20.根据权利要求1-19任一项所述的制备轴承构件的方法制备的轴承构件。