CN110527911B - 一种低密度高强高耐蚀齿轮轴承钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种低密度高强高耐蚀长寿命的齿轮轴承钢及其制备方法，属于轴承及齿轮用钢技术领域，该齿轮轴承钢的化学成分重量百分数为：C：0.1～0.35，Cr：12～16，Al：0.01～10，Mo：3～5.5，V：0.1～1.5，Ni：1.5～4，Co：9～15，Nb：0.01～0.15，B：0.0001～0.002，Si≤0.3，Mn≤0.3，且组分中含有稀土元素Re，其余为Fe及不可避免的杂质，本发明在成分设计上加入稀土元素RE，生产工艺为双真空熔炼、锻造、锻后预备热处理、渗碳和渗碳后热处理等工艺流程，本发明制备的轴承钢的密度可以从7.94g/cm3降低到6.52g/cm3，实现减重18％左右。硬度芯部硬度最高可达62HRC，表层硬度可达68HRC。在3.0～4.5GPa赫兹应力下接触疲劳寿命接近1X108，超过现有低碳钢的接触疲劳寿命。是一种综合性能优良的低密度高强耐蚀长寿命齿轮轴承钢。

Description

一种低密度高强高耐蚀齿轮轴承钢及其制备方法
技术领域
本发明属于合金钢领域，具体为提供了一种低密度高强高耐蚀长寿命的齿轮轴承钢及其制备方法，该钢密度低，硬度高，耐蚀耐磨性能好，接触疲劳寿命高。
背景技术
与欧美日德法等轴承强国相比，我国在齿轮轴承钢领域起步较晚，在钢种数量、材料质量与热处理设备及工艺等方面，还存在一定差距。国际竞争激烈，我国轴承钢的发展应不仅仅满足于产量的领先，在传统轴承钢的质量提升和新品种轴承钢的钢种开发方面务必有所突破。
目前研究的齿轮轴承钢，从碳含量的组分上可以分为高碳铬齿轮轴承钢(含碳量：0.77～1.7％左右)和渗碳齿轮轴承钢(含碳量：0.1～0.3％左右)，两者由于碳含量具有显著差异，在组分选择、碳的析出方式、制备工艺以及性能特点上都有非常大的差异。在后续处理过程中，目前一般具有芯部低碳基体成分的渗碳钢和高碳全淬透型钢两种工艺路线。由于全淬透型钢在高速高压环境下工作时套圈表面易产生微小裂纹并贯穿至芯部，使零件损坏。而渗碳钢芯部韧性好，表面强度高，渗碳层的耐磨耐蚀性能好。因此芯部低碳基体成分的渗碳钢正在逐步取代高碳全淬透型钢。
网状碳化物是碳化物不均匀性的一种，是严重影响轴承内在质量的关键因素之一。对于高碳铬淬透型齿轮轴承钢，在热加工后的冷却过程中，局部浓度过高的碳以碳化物形式沿奥氏体晶粒边界析出，包围着奥氏体晶粒，形成网状碳化物。热加工终了温度越高，网状碳化物也越严重，其削弱了金属间的结合力，使钢的机械性能尤其是冲击韧性急剧下降，导致工件淬火开裂。对于渗碳齿轮轴承钢，由于钢中含有较多铬、钼、钒等碳化物形成元素，在渗碳过程中，对于渗碳层要求较深(≥1.5mm)的零件，增加碳势时极易形成粗大的网状碳化物，降低碳势又容易导致表层碳含量不足，使轴承成品套圈硬度达不到要求，降低钢的耐磨性，同时网状碳化物的存在使渗碳后零件淬火时滚道表面易开裂。因此网状碳化物的消除对于提高轴承钢性能非常重要。
现有的钢材生产中，Al元素通常作为脱氧元素降低合金中氧杂质含量，同时利用其起到固溶强化的作用。Al元素是非碳化物形成元素，在渗碳后淬火及回火过程中不参与碳化物的形成，能有效抑制合金元素向晶界处扩散，从而制约高碳势情况下网状碳化物的生成，促使渗碳层碳浓度梯度平缓，增加渗碳层深度，并降低密度。稀土元素具有净化作用，可以脱硫、脱气，以及与钢中低熔点的杂质元素结合，形成高熔点夹杂物，消除这些元素沿晶界分布造成的脆性倾向。但目前现有技术中，对Al元素对低碳成分渗碳钢中，加入Al和稀土后对低碳轴承钢的渗碳过程中的渗碳层的作用机理以及起到的效果还没有相关研究。此外在低碳含量的轴承钢中，添加了Al含量和稀土元素后，与Ni、Cr、Co、Mo等其他合金元素，以及在钢冶炼过程中的氧含量控制、以及锻造、渗碳前后的热处理工序及其具体参数的相互影响，以及最终对轴承钢的力学性能尤其是冲击韧性的改善研究还非常不系统，缺乏完善的、可以适用于工业生产的成熟工艺。
发明内容
基于以上技术问题，本发明提出一种低密度高强高耐蚀长寿命的齿轮轴承钢及其制备方法，通过Cr、Ni、Mo、Co、Al，RE等元素进行合金设计，采用双真空超纯熔炼，锻造，结合渗碳表面硬化工艺及热处理工艺，获得高纯度、低密度、均匀化的新型低密度高强高耐蚀长寿命的齿轮轴承钢。该材料在高端轴承上的应用可以有效降低密度，节约能源，保证推力重量比最大，延长轴承使用寿命，提高综合效率。
本发明完整的技术方案包括：
一种低密度高强高耐蚀长寿命的齿轮轴承钢，化学元素及其重量百分比(％)为C：0.1～0.35，Cr：12～16，Al：0.01～10，Mo：3～5.5，V：0.1～1.5，Ni：1.5～4，Co：9～15，Nb：0.01～0.15，B：0.0001～0.002，Si≤0.3，Mn≤0.3，且组分中含有稀土元素Re，其余为Fe及不可避免的杂质，所述齿轮轴承钢为带有Al和稀土Re的钢铸锭经过锻造后进行渗碳后得到。
优选的，稀土元素的含量为：0<RE≤0.3。
优选的，所述齿轮轴承钢中的合金元素符合以下关系：
W(Al)≤35-0.8*W(Cr)-1.8*W(Si)-W(Mo)-0.2*W(Nb)-2.4*W(V)，且
0.035*W(Al)≤W(C)≤0.1*W(Al)，且
9-20*W(C)≤0.35*W(Mn)+W*(Ni)+2*W(Re)+0.6*W(Co)；
式中W(X)是指X元素在齿轮轴承钢中的重量百分含量。
优选的，化学元素及其重量百分比(％)：C：0.12～0.25，Cr：13～15，Al：1～5，Mo：4～5，V：0.5～1.0，Ni：1.8～3.5，Co：11～15，Nb：0.01～0.06，B：0.0001～0.002，Si≤0.3，Mn≤0.3，RE：0～0.3。
上述低密度高强高耐蚀长寿命的齿轮轴承钢的制备方法，包括双真空熔炼、均质化处理、锻造、锻后预备热处理、渗碳和渗碳后热处理工艺流程，具体为：
(1)钢的冶炼：采用双真空熔炼生产具有所述组分的铸锭；保证轴承钢的成分稳定性和避免氧化物夹杂的产生。
(2)均质化处理：在1100℃～1350℃温度范围内，保温10～30h，进行高温扩散均质化处理。
(3)铸坯的锻造：
锻造温度范围为1000℃～1200℃，锻造成尺寸为250mm×250mm截面的方坯坯料，锻后空冷。要求晶粒度小于6级，锭子镦拔次数2～5次，变形比不小于8～10级。锻造后的材料在600℃～700℃进行1～3h的去应力退火，炉冷至400℃～500℃进行空冷。
(4)渗碳前预备热处理
渗碳前对材料进行预备热处理，消除锻造粗晶组织，避免渗碳后粗晶组织的产生，为最终的热处理做好组织准备。
预备热处理过程由正火和回火组成，其具体工艺为：
在1100℃～1200℃范围内进行1～3h正火，空冷至室温；最后在600℃～700℃温度范围内进行1～3h的回火，直接炉冷至室温。
(4)渗碳
在900℃～980℃温度范围内进行渗碳，扩散期碳势0.8～1.2％，渗碳层厚度1.5mm～3mm。渗碳后随炉冷却到300℃左右空冷；随后对渗碳后试样进行去应力退火处理，得到表面渗碳的加铝低密度退火态轴承钢棒材。去应力退火工艺参数为500℃～600℃，1h～5h，空冷至室温。
(5)渗碳后热处理制度:
在1000～1250℃范围内保温1～4h，油淬至室温，在-80℃～～200℃范围内进行0.5～5h深冷处理，之后在300℃～600℃回火0.5～3h。回火和深冷次数2～4次。
本发明钢的基本特征为：
1、在钢的化学成分及其重量百分比(％)上，主要通过C：0.1～0.35，Cr：12～16，Al：0.01～10，Mo：3～5.5，V：0.1～1.5，Ni：1.5～4，Co：9～15，Nb：0.01～0.1，B:0.0001～0.002，Si≤0.3，Mn≤0.3，稀土RE的合金化成分，经过渗碳处理和合适的淬火及回火处理，在马氏体基体上沉淀析出细小弥散的第二相，消除网状碳化物，改善表面渗碳层组织，获得高强度、高表面硬度和芯部韧性的良好匹配。
2、在制备工艺上，采用双真空熔炼，保证轴承钢的纯净度、均匀性和稳定性；通过高温扩散均质化处理，改善铸坯内部的组织和性能，消除铸造应力，减少偏析。随后进行锻造和轧制；在渗碳前进行预备热处理，为随后的渗碳和最终热处理提供良好的组织形态；之后进行渗碳和最终的热处理，制备得到纯净均匀、组织性能稳定的材料。
3、在性能上，本发明制备的轴承钢可以实现密度从7.94g/cm3降低到6.52g/cm3，减重18％左右。芯部硬度最高可达62HRC，表层硬度可达68HRC。在3.0～4.5GPa赫兹应力下接触疲劳寿命接近1X108，超过现有低碳的接触疲劳寿命。
与现有技术相比，本发明具有以下优点：
采用双真空超纯熔炼和热加工工艺优化，采用渗碳工艺及热处理，提高钢的强度韧性以及硬度；通过加入Al元素来改善渗碳层浓度梯度，使渗碳层碳浓度梯度平缓，碳元素分布更加均匀，改善渗碳层组织和性能，并降低钢的密度，提高耐磨性和耐腐蚀性；加入适量的Nb，V等元素细化钢的晶粒尺寸，提高钢的强度和韧性及疲劳性能；加入微量稀土元素RE净化组织，改善碳化物的形态和分布。通过双真空熔炼铸造、均质化处理、热锻、预备热处理、渗碳和最终热处理等工艺制造出一种高性能低密度齿轮轴承钢。
设计合金元素化学元素及其重量百分比(％)为：C：0.1～0.35，Cr：12～16，Al：0.01～10，Mo：3～5.5，V：0.1～1.5，Ni：1.5～4，Co：9～15，Nb：0.01～0.15，B:0.0001～0.002，Si≤0.3，Mn≤0.3，且组分中含有稀土元素RE，RE：0～0.3的齿轮轴承钢成分，其密度最低可达6.52g/cm3，比现有低碳轴承钢密度降低18％左右。该加铝低密度高强高耐蚀长寿命的齿轮轴承钢可以经过双真空熔炼、均质化处理、锻造、预备热处理、渗碳、最终热处理进行大规模的工业生产。该加铝低密度高强高耐蚀长寿命的轴承钢在3.0～4.5GPa条件下的接触疲劳寿命接近1×108，较现有低碳轴承钢有显著提高。
附图说明
图1为实施例中6号组分的渗碳层(热处理)微观组织结构图。
图2为实施例中6号组分的基体(热处理)微观组织结构图。
具体实施方式
下面就具体实施方式和附图对本发明做进一步解释。
本发明提出的一种低密度高强高耐蚀长寿命的齿轮轴承钢，化学元素及其重量百分比(％)为C：0.1～0.35，Cr：12～16，Al：0.01～10，Mo：3～5.5，V：0.1～1.5，Ni：1.5～4，Co：9～15，Nb：0.01～0.15，B：0.0001～0.002，Si≤0.3，Mn≤0.3，且组分中含有稀土元素Re，其余为Fe及不可避免的杂质，所述齿轮轴承钢为带有Al和稀土Re的钢铸锭经过锻造后进行渗碳后得到。
在对本发明合金中的元素组分进行设计时，综合考虑了各种合金元素在轴承钢中对组织和性能的作用，以及其相互之间的影响。其中，申请人发现在合金组织中，不同的碳含量会导致铁素体和奥氏体的析出方式发生改变。而部分的合金元素对于有利于组织中析出铁素体，而另一部分合金元素更加利于使合金组织中析出奥氏体。同时由于随着C元素含量的增加，合金中网状碳化物的形成趋势也逐步提高，为避免合金中出现网状碳化物，可以相应地提高Al的含量。但是考虑到轴承钢的热加工性能，对Al含量的加入也要进行限定和控制。根据以上思路，本发明根据各合金元素含量对不同碳含量的轴承钢组织影响，结合实验验证，对各元素进行对应的当量权重换算，得到轴承钢中的合金元素可以进一步优化为符合以下关系：
W(Al)≤35-0.8*W(Cr)-1.8*W(Si)-W(Mo)-0.2*W(Nb)-2.4*W(V)，且
0.035*W(Al)≤W(C)≤0.1*W(Al)，且
9-20*W(C)≤0.35*W(Mn)+W*(Ni)+2*W(Re)+0.6*W(Co)；
以上关系的配比的关系，主要是考虑到C元素钢的强度、硬度及耐磨性的提高作用，以及与Cr形成复杂的碳化物造成的性能不稳定因素。Al元素对密度的降低，对回火稳定性、耐温性和耐蚀性的提升作用，对渗碳过程中渗碳层的深度、碳势，以及渗碳层组织的影响，以及对轴承钢的热加工性能以及带来的开裂现象。Cr元素对轴承钢的耐蚀性影响，以及增加铁素体的存在的可能性。考虑到Ni对奥氏体的稳定作用和对断裂韧性的提高作用，以及阻止不需要的铁氧体的形成，和对马氏体组织的影响。Co元素降低铁素体形成的驱动力，提高马氏体相变温度，对残余奥氏体的抑制作用，保证尺寸稳定性。Mo，Nb，V，Re等元素对轴承钢中的碳化物和细化组织的稳定作用。分析各合金元素不同含量对不同碳含量的轴承钢组织影响，结合实验验证，对各元素进行对应的当量权重换算得到。
实施例：
本发明钢采用双真空冶炼，浇铸锭型为50kg的圆锭。共冶炼10炉钢，具体组分按照初始的思路和后续优化方向进行不同设计，其中化学成分见表1。
表1发明钢的化学成分(wt％)，余量为Fe。
表1
实施例 C Mn Si Cr Ni Mo V Co Nb Al B RE
1 0.10 0.1 0.1 13.0 2.00 4.50 0.60 12.0 0.02 1 0.001 0.1
2 0.12 0.1 0.05 14.0 2.10 4.75 0.60 12.5 0.02 0.1 0.001 0.01
3 0.15 0.05 0.1 13.5 2.50 5.00 0.80 12.0 0.02 0.01 0.001 0.05
4 0.16 0.1 0.2 12.0 2.00 4.50 0.60 13.0 0.02 2 0.001 0.1
5 0.18 0.1 0.1 12.5 2.30 3.00 0.50 12.75 0.02 3 0.001 0.2
6 0.20 0.05 0.1 14.0 3.00 4.50 0.80 11.0 0.04 4 0.001 0.1
7 0.22 0.1 0.2 12.10 2.75 3.25 0.60 11.50 0.02 5 0.001 0.3
8 0.25 0.1 0.1 14.10 2.25 3.75 0.40 12.50 0.03 6 0.001 0.05
9 0.30 0.2 0.1 12.50 3.10 3.00 0.60 13.0 0.01 8 0.001 0.1
10 0.35 0.05 0.05 13.50 2.10 4.00 0.60 12.0 0.02 10 0.001 0.2
对比例 0.12 0.1 0.1 14.0 2.00 4.75 0.60 13.0 0.02 - 0.001 0.2
现有技术中在高碳钢和超高碳钢中对于铝元素的加入，均为全淬透型钢。当碳含量大于0.8～1.05％时，钢中会有明显的网状碳化物析出。导致强度塑性和韧性明显下降。当材料表面承受应力产生微小裂纹时，很容易扩展至芯部。因此目前轴承钢的发展趋势是芯部低碳基体成分的渗碳钢逐步取代高碳全淬透型钢。
本发明在低碳成分渗碳轴承钢采用加入特定含量的Al元素和稀土元素，力图改善渗碳过程中的网状碳化物以及改善渗碳层厚度和碳势。通过加入了经过设计的Al元素和稀土元素，研究发现Al元素除了可以有效的降低钢的密度外，还可以提高共析点的碳含量，冷却过程中减少先共析碳化物的析出数量，奥氏体化后未溶碳化物增多，阻碍奥氏体晶粒长大，降低了奥氏体碳含量，奥氏体晶粒细化同时使晶界上分布的碳化物减少；并且Al在晶界附近的偏聚对晶界碳化物的形核及长大有抑制作用。从而有效抑制晶界网状碳化物和魏氏组织碳化物。使碳形成固溶体组织，显著提高钢的强度，保证钢的硬度与韧性。
针对Al元素加入量的增加导致的夹杂和热裂问题，本发明考虑到稀土元素加入量在0.3％以下时，可以降低钢液黏度而增加流动性，增大抗热裂性，降低缩松程度。稀土元素还能细化钢锭的晶粒，减小柱状晶区，使合金元素及杂质元素的偏析减少。因而本发明采用先真空控制氧含量再加入铝的方法，加入Al，再加入稀土，两者配合，以减轻Al的不利影响。
在制备方法上，本发明采用首先固溶Al，随后渗碳的思路。在原有低碳合金固溶了Al的基础上，进行了渗碳处理，在此基础上研究了加Al之后再渗碳对渗碳层的组织和性能的影响。发现Al使共析点的碳含量提高，可以提高渗碳层的碳浓度和提高渗碳层深度，并对改善渗碳层的性能有明显改善。通常渗碳钢在碳势较高的情况下，渗碳层会有网状碳化物存在。网状碳化物如果深度过大，会使材料表面变脆。而本发明通过用首先固溶Al，Al主要固溶于基体中，少量的Al形成铁铝金属间化合物。随后渗碳的方法，显著改善了渗碳层的网状碳化物。同时意外发现Al与Cr元素结合可提高表层耐蚀性。
在部分现有钢的组分中，采用加入W的方式，是因为在金属中，W熔点最高，与碳元素形成稳定WC，W2C等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主要原因，主要是利用二次强化想达到超高强度钢的目的。但W的熔点高且密度大，不符合本发明低密度轴承钢的设计思路，因此本发明设计采用了Mo，发现其与W的作用类似，也为强化元素，可以与C形成Mo2C碳化物形成强烈的二次硬化反应。
本发明钢制备工艺流程实施例如下：
步骤1：钢的冶炼
根据表1化学成分，利用真空感应炉冶炼1-10#钢材，浇铸锭型为50kg圆锭。
步骤2：钢的锻造
1-10#钢的钢锭经过1100℃-1350℃加热，保温10h～30h，该步骤的目的是在进一步加工前先进行应力释放，加热使其均匀化，为后续的热加工提供均匀的结构；接着进行锻造开坯。锻造温度范围为1000℃-1200℃，锻造成尺寸为250mm×250mm截面的方坯坯料，锻后空冷，锻造后的材料在600℃～700℃进行1h～3h的去应力退火，炉冷之后进行空冷，得到加铝低密度锻造态齿轮轴承钢材料。
步骤3：渗碳前预备热处理
在1100℃～1200℃范围内进行1～3h正火，空冷至室温；最后在600℃～700℃温度范围内进行1～3h的回火，直接炉冷至室温。
步骤4：渗碳及渗碳工艺参数
渗碳温度900℃～980℃进行渗碳，扩散期碳势0.8～1.2％，渗碳层厚度1.5mm～3mm。对渗碳后试样进行去应力退火处理，去应力退火工艺参数为500℃～600℃，1h～5h，空冷至室温。
本发明发现，Al元素的添加使渗碳层的碳溶度和渗碳层深度提高，增加渗碳层的强度和硬度，使钢具有更高的接触疲劳寿命。渗碳层深度最高可达3mm，碳势最高1.2％；Al元素同时抑制了渗碳层的网状碳化物、扩大表层渗碳层浓度和渗碳层深度；使渗碳层碳势梯度平缓，碳元素分布更加均匀，进而改善表层耐磨性和接触疲劳寿命。本实施例中，渗碳后轴承钢的表层硬度可达68HRC，同时疲劳寿命、耐蚀性也有显著提升。
步骤5：渗碳后热处理
在1000℃～1250℃范围内保温1～4h，油淬至室温，在-80℃～～200℃范围内进行0.5～5h深冷处理，之后在300℃～600℃回火0.5～3h。回火和深冷次数2～4次。
经过上述热处理得到回火马氏体组织。
本发明发现，Al元素的添加抑制了回火过程中碳化物的析出，保证轴承钢的高硬度和高强度。同时使得耐温性和回火稳定性有很大程度的提高。
步骤6：热处理与接触疲劳性能测定
将热处理后的发明钢和对比钢等试样采用与推力球轴承相似的推力片式接触方式，在3.0～4.5GPa的赫兹应力下进行接触疲劳寿命参数测定，1-10#钢接触疲劳性能见表2。
由图1和图2的渗碳层微观组织图发现，其晶界网状碳化物明显减少，回火马氏体组织均匀细小，碳化物均匀细小弥散分布，使得齿轮轴承钢在降低密度的同时保持较高的硬度，具有高接触疲劳寿命的优良性能，相比于现有低碳钢，其密度最大降低18％，芯部硬度达到62HRC,表层硬度达到68HRC，接触疲劳寿命在3.0～4.5GPa条件下接近1×108，耐蚀性能较大提升。成分设计和热处理制度的配合有效控制了该齿轮轴承钢的组织情况，赋予了该种齿轮轴承钢优异的性能。
表2为1-10#钢的硬度、腐蚀率、接触疲劳性能和冲击功。
表2
Figure BDA0002202491870000071
Figure BDA0002202491870000081
从表2以及前面实验结果中的性能可以看出：本实施例制得的加Al低碳渗碳轴承钢具有如下性能特点：
屈服强度高，球化退火后，屈强比较小，具有良好的塑性，淬火回火后强度高，且屈强比较高。经过合适的热处理制度后，其抗拉强度可达1800Mpa，屈服强度可达1500MPa，强度高，兼具一定的塑性。是一种具有优异综合力学性能的结构材料。(屈服强度较现有低碳轴承钢的1300Mpa有较大幅度的提升)。
显著提高了回火稳定性：热处理实验可以看出，在较高的回火温度下，材料仍能保持较高的硬度，回火稳定性好。
高温硬度性能好：在不同的高温下测试硬度，在较高温度下，硬度仍能保持较高水平，高温硬度高，材料可在高温条件下良好的服役。同时Al和Cr的结合显著提高了耐蚀性能。

Claims (4)

1.一种低密度高强高耐蚀的齿轮轴承钢，其特征在于，所述齿轮轴承钢中的化学元素及其重量百分比为C：0.1～0.35，Cr：12～16，Al：0.01～10，Mo：3～5.5，V：0.1～1.5，Ni：1.5～4，Co：9～15，Nb：0.01～0.15，B：0.0001～0.002，Si≤0.3，Mn≤0.3，且组分中含有稀土元素Re，其余为Fe及不可避免的杂质，所述齿轮轴承钢为带有Al和稀土Re的钢铸锭经过渗碳后得到；
所述齿轮轴承钢中的合金元素符合以下关系：
W(Al)≤35-0.8*W(Cr)-1.8*W(Si)-W(Mo)-0.2*W(Nb)-2.4*W(V)，且
0.035*W(Al)≤W(C)≤0.1*W(Al)，且
9-20*W(C)≤0.35*W(Mn)+W*(Ni)+2*W(Re)+0.6*W(Co)；
式中W(X)是指X元素在齿轮轴承钢中的重量百分含量。
2.根据权利要求1所述的低密度高强高耐蚀的齿轮轴承钢，其特征在于，稀土元素的含量为：0<RE≤0.3。
3.根据权利要求2所述的低密度高强高耐蚀的齿轮轴承钢，其特征在于，所述轴承钢的化学元素及其重量百分比为：C：0.12～0.25，Cr：13～15，Al：1～5，Mo：4～5，V：0.5～1.0，Ni：1.8～3.5，Co：11～15，Nb：0.01～0.06，B：0.0001～0.002，Si≤0.3，Mn≤0.3，0<RE≤0.3。
4.一种权利要求1～3任一项所述低密度高强高耐蚀的齿轮轴承钢的制备方法，其特征在于，包括双真空熔炼、均质化处理、锻造、锻后预备热处理、渗碳和渗碳后热处理工艺流程，具体为：
(1)钢的冶炼：采用双真空熔炼生产具有所述组分的铸锭；
(2)均质化处理：在1100℃～1350℃温度范围内，保温10～30h，进行高温扩散均质化处理；
(3)铸坯的锻造：
锻造温度范围为1000℃～1200℃，锻造成尺寸为250mm×250mm截面的方坯坯料，锻后空冷；要求晶粒度小于6级，锭子镦拔次数2～5次，变形比不小于8级；锻造后的材料在600℃～700℃进行1～3h的去应力退火，炉冷至400℃～500℃进行空冷；
(4)渗碳前预备热处理
渗碳前对材料进行预备热处理，消除锻造粗晶组织，避免渗碳后粗晶组织的产生，为渗碳和最终的热处理做好组织准备；
预备热处理过程由正火和回火组成，其具体工艺为：
在1100℃～1200℃范围内进行1～3h正火，空冷至室温；最后在600℃～700℃温度范围内进行1～3h的回火，直接炉冷至室温；
(5)渗碳：
在900℃～980℃温度范围内进行渗碳，扩散期碳势0.8～1.2％，渗碳层厚度1.5mm～3mm；渗碳后随炉冷却到300℃空冷；随后对渗碳后试样进行去应力退火处理，得到表面渗碳的加铝低密度退火态轴承钢棒材；去应力退火工艺参数为500℃～600℃，1h～5h，空冷至室温；
(6)渗碳后热处理制度:在1000℃～1250℃范围内保温1～4h，油淬至室温，在-80℃～～200℃范围内进行0.5～5h深冷处理，之后在300℃～600℃回火0.5～3h；回火和深冷次数2～4次。
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