CN112111696A - 高等向性和长接触疲劳寿命的高碳轴承钢及制造方法 - Google Patents

Abstract

一种高等向性和长接触疲劳寿命的高碳轴承钢及制造方法，成分设计为：C：0.93‑1.05wt％、Cr：1.45‑1.60wt％、Si：0.20‑0.35wt％，Mn：0.25‑0.45wt％、P≤0.015％wt％、S≤10ppm、Nb：0.01‑0.20wt％、Mo：0.01‑0.20wt％、V：0.01‑0.20wt％，余量为Fe；其中Nb、V、Mo微合金化元素的添加的为单一或联合添加，微合金总量限制在0.05％≤Nb+Mo+V≤0.40％的范围内。优点在于，获得高等向性和超长接触疲劳寿命的高端轴承钢。

Description

高等向性和长接触疲劳寿命的高碳轴承钢及制造方法

技术领域

本发明属于高端特殊钢的夹杂物、碳化物与基体组织均质化和细质化控制技术领域，特别是提供了一种高等向性和长接触疲劳寿命的高碳轴承钢及制造方法。通过超低硫化学成分和微合金化相结合的成分设计，实现高端特殊钢中硫化物的少量化和细小化，碳化物和基体组织的细化与均匀化，从而实现轴承钢的力学性能在各个方向基本一致，避免了传统轴承钢平行轧向和垂直轧向等方向力学性能的巨大差异，实现轴承钢强韧性和接触疲劳寿命的大幅度提升。发明钢的高强韧性和超高接触疲劳性能为超长接触疲劳寿命和高可靠轴承制造提供了高端材料基础。本发明所阐述的以超低硫和微合金化为主要特征的新型轴承钢可以通过冶炼、连铸、热轧和热处理等现有工艺装备进行大规模工业化生产。

技术背景

轴承是各种高端装备的关键基础件，其服役寿命与可靠性决定了主机的寿命与可靠性，而轴承钢则是轴承性能好坏的关键因素。随着主机寿命和可靠性不断提升，要求轴承钢的接触疲劳寿命与可靠性也不断提高。长寿命和高可靠性轴承钢不仅需要高的接触疲劳性能、优异的耐磨性能，还需要较高的等向性和强韧性。但传统轴承钢的冲击韧性和抗拉强度相对较低，特别是垂直轧向的冲击韧性和抗拉强度不足，导致轴承钢的接触疲劳性能和可靠性偏低，不能满足各种高端装备长寿命需求，需要开发更长接触疲劳寿命、更优异耐磨性和更高强韧性轴承钢材料。

传统轴承钢的冲击韧性和力学性能在平行与垂直轧向等方向差别较大，严重影响了轴承钢的强韧性、耐磨性和接触疲劳性能。导致传统轴承钢力学性能各向异性的主要元素至少包括三个，一是传统轴承钢中含有较高的硫含量(≤0.015％)，导致轴承钢铸造和轧制过程中形成平行于轧向的长条状硫化物(MnS)，割裂了垂直于轧向的基体组织，导致该方向的力学性能远远低于平行于轧向的力学性能；二是在铸造和轧制过程中，传统轴承钢易于形成网状碳化物和带状碳化物，严重降低了冲击韧性和力学性能；三是高碳轴承钢中原始奥氏体晶粒一般不小于20微米，不利于轴承钢强韧性提升。因此未来长寿命轴承钢需要进行等向性能和高强韧性的夹杂物、碳化物和基体组织的细化与均匀化，从而获得高等向性、高强韧性和超长接触疲劳性能的高碳轴承钢。

发明内容

本发明提供了一种高等向性和长接触疲劳寿命的高碳轴承钢及制造方法，具备等向性和长接触疲劳寿命的高碳轴承钢化学成分设计及其制造方法。

本发明提出了超低硫(S％≤10ppm)和微合金化(主要微合金化元素为Nb、V和Mo)相结合的新型轴承钢化学成分设计，降低轴承钢中的网状与带状碳化物级别，进一步提升轴承钢的等向性与强韧性。借助现有轴承钢的冶炼、铸造、热轧和热处理等生产装备和工艺实现超低硫和微合金化为特征的新型化学成分轴承钢工业化制造。基于超低硫和微合金化相结合成分设计和现有轴承钢生产装备工艺制造的新型轴承钢具有高的等向性能：垂直轧向的抗拉强度Rm≥2450MPa，且其与平行轧向的抗拉强度比值不低于0.8；垂直轧向的冲击韧性Aku≥13J，且其与平行轧向的冲击韧性比值也不低于0.8。另外更加重要的是新型轴承钢的接触疲劳性能提升5-10倍。

本发明化学成分设计思路：超低硫成分控制和Nb、Mo、V等元素微合金化相结合的新型化学成分设计，获得高等向性和超长接触疲劳寿命的高端轴承钢。

本发明轴承钢的化学成分是在传统GCr15化学成分的基础上进行超低硫和微合金化成分设计为：C：0.93-1.05wt％、Cr：1.45-1.60wt％、Si：0.20-0.35wt％，Mn：0.25-0.45wt％、P≤0.015％wt％、S≤10ppm、Nb：0.01-0.20wt％、Mo：0.01-0.20wt％、V：0.01-0.20wt％，余量为Fe；其中Nb、V、Mo等微合金化元素的添加的为单一或联合添加，但微合金总量限制在0.05％≤Nb+Mo+V≤0.40％的范围内。(2)在热处理控制、力学和抗疲劳方面，通过正火处理或球化退火处理，获得均匀细小的碳化物。通过常规轴承钢淬火和低温回火，获得超细的原奥氏体组织、碳化物颗粒，其中原始奥氏体晶粒度不小于10级。在力学性能和接触疲劳性能上，发明钢平行于轧向的抗拉强度Rm≥2450MPa，垂直于轧向的抗拉强度Rm≥2200MPa，平行于轧向的冲击韧性Aku≥13J，垂直于轧向的冲击韧性Aku≥10.5J；在接触疲劳性能方面，发明钢在4.5GPa的赫兹应力下的接触疲劳寿命L₁₀达到5-12x10⁷次，比传统高碳轴承钢高出为5-10倍。

本发明各元素的作用及配比依据如下：

C：作为轴承钢中碳化物形成元素和高淬透性、淬硬性元素，一方面要保证10％左右的碳化物含量，但过高的碳化物含量则会产生粗大碳化物，另一方面又要保证马氏体基体的硬度超过58HRC。因此轴承钢中的碳含量应控制在0.93％-1.05％的范围内；

Mn：作为提升轴承钢淬透性的元素，不应低于0.25％。但Si：作为轴承钢中提高弹性性能的元素，Si的存在不仅可以抑制轴承钢低温回火过程中渗碳体的出现，同时提高轴承钢的弹性极限。但过高的Si含量会降低高碳轴承钢的切削性能，因此新型轴承钢中的Si含量应控制在0.20％-0.35％之间；

过高的Mn含量会导致Mn在晶界偏析和残余奥氏体含量控制难度加大，一般不超过0.45％；

Cr:作为提高轴承钢淬透性和促进碳化物稳定的元素，起到基体高硬度和稳定碳化物的作用，需要轴承钢中的Cr含量不低于1.45％。但是过高的Cr含量一方面不利于碳化物控制，同时也不利于强韧性提升。因此Cr元素含量应该控制在1.45％-1.60％的范围内；

S：作为轴承钢原材料的带入元素，过高的S含量会导致钢液凝固过程中产生大片状硫化物(MnS)，在轧制过程中形成平行于轧制方向的长条状MnS,割裂了垂直于轧制方向的轴承钢基体，恶化了垂直于轧制方向的轴承钢强韧性，需要严格控制。为了保证轴承钢的高等向性，需要将轴承钢中的S含量控制在10ppm以下；

P：作为轴承钢原材料的带入元素，过高的P含量会导致钢液凝固过程中在晶界偏聚，恶化轴承钢的强韧性，需要加以控制。但考虑到轴承钢生产经济性和保证轴承钢强韧性，需要将轴承钢中的P含量控制在P≤0.015％；

Ni：Ni是提高轴承钢韧性的一种元素，但由于Ni价格过高，所以一般控制轴承钢中的Ni含量不大于0.25％；

Cu：Cu是轴承钢中有益于耐蚀性提升的元素，但过高的Cu含量不利于轴承钢的热加工，其含量不应大于0.20％的范围内。

Nb、Mo、和V:均是微合金化元素，可以通过热处理调控，形成单一或复合的强碳化物，从而细化轴承钢的碳化物与基体原奥氏体晶粒尺寸，进一步提升新型轴承钢的等向性、强韧性和接触疲劳性能。但考虑到Nb、Mo、和V微合金化元素成本较高，应将其含量≤0.2wt％范围内，且Nb、Mo、V微合金总添加量控制在0.05％≤Nb+Mo+V≤0.40％的范围内。

本发明的制造工艺及条件为：

本发明钢生产工艺为冶炼、铸造、热轧、热处理等制造工艺过程，具体工艺步骤及控制的参数如下：

(1)钢的冶炼与凝固：适用于转炉、电炉和感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭。

(2)铸坯或铸锭的热轧或热连轧或锻造：

热连轧棒材：将铸坯经1100-1250℃加热，先粗轧后精轧，轧后快速冷却到在500-700℃后缓冷到室温减少甚至避免网状碳化物出现，得到轧态轴承钢棒材；

(3)球化退火热处理

对热变形后的钢材进行球化退火，具体球化退火工艺为：先加热到770-840℃并保温2-10h，然后以10-30℃/h炉冷到680-750℃并在此温度下保温2-10小时，最后以10-30℃/h炉冷到400-700℃后出炉空冷到室温。球化退火后获得细小铁素体基体上分布均匀和细质的碳化物的微观组织结构，完成新型轴承钢棒材工业化生产。

(4)淬回火热处理

将球化退火的轴承钢进行热处理，可以获得高强韧、高等向性能、超长寿命轴承钢。具体淬回火工艺为：先加热到820-860℃保温0.2-2小时，然后油淬火到室温，最后将淬火棒材在150-250℃进行1-6小时的回火处理，获得球状碳化物均匀分布在马氏体基体上的高硬度和高强韧的组织结构。

附图说明

图1为1#钢A类细系0.5级金相图。

图2为8#钢A类细系2.0级金相图。

图3为6#钢的碳化物带状和网状1级金相图。

图4也为6#钢的碳化物带状和网状1级金相图。

图5为8#钢的碳化物带状和网状3级金相图。

图6也为8#钢的碳化物带状和网状3级金相图。

具体实施方式

实施例：

本实施例主要针对于新型轴承钢进行50公斤感应炉冶炼、模铸、锻造制造新型轴承钢和通过淬火与低温回火进行组织结构、力学性能、接触疲劳性能等的评价。

钢的冶炼：

本发明钢8炉钢的化学成分见表1。

表1发明钢的化学成分(wt％)余量为Fe

本发明钢制备工艺流程实施事例如下：

步骤1：发明钢的冶炼

由试验室真空感应炉冶炼，浇铸锭型为50kg的圆锭，铸锭直径120mm。

步骤2：钢的锻造：

1-8#钢的钢锭经过1200℃加热，保温6小时，进行锻造开坯。锻造的开锻温度1150℃，终锻温度900℃，锻后水冷到600℃后缓冷到室温。最终成品尺寸为直径60mm棒材。

步骤3：棒材球化退火：

将上述锻造坯料按照如下工艺进行球化退火：先加热790℃并保温4小时后以15℃/小时炉冷到720℃并在此温度下保温2小时，最后以15℃/小时炉冷到650℃后出炉空冷到室温。

步骤4：球化材淬回火：

将球化后棒材加热到840℃保温0.5小时进行淬火和170℃保温3小时进行回火处理，以进行微观组织结构、力学性能、接触疲劳性能评价。具体评价结果见表2所示。

步骤五：结构性能评价

通过洛氏硬度计进行淬回火钢硬度测试。通过标准拉伸和冲击进行垂直和平行于锻造方向的等向性和强韧性评价。通过接触疲劳试验机进行轴承钢的接触疲劳寿命评价。具体结果如表2所示。可以看出,超低硫和微合金化轴承钢比普通轴承钢具有更高的等向性、更高强韧性、和更长接触疲劳寿命。

表2发明钢和对比钢性能

*表2中a为垂直于轧制方向抗拉强度与平行于轧制方向抗拉强度的比值；

**表2中b为垂直于轧制方向冲击韧性Aku与平行于轧制方向冲击韧性Aku的比值；

表3发明钢与对比钢的硫化物评级结果对比，可以看出，超低硫化学成分控制赋予了轴承钢等轴均匀分布的硫化物；表4给出了发明钢与对比钢的碳化物带状与碳化物网状评级结果，表明新钢种合金化设计极大程度降低了轴承钢的碳化物带状与网状级别，大幅度提高了轴承钢碳化物分布均匀性。图1和图2分别给出了1#发明钢和8#对比钢的A类细系夹杂物对比，进一步说明低硫含量对硫化物夹杂形貌的影响。图3和图4分别给出了6#发明钢与8#钢的带状组织对比图，图5和图6分别给出了6#发明钢与8#钢的网状碳化物对比图。图3-图6进一步证明微合金化的化学成分设计大幅度降低了轴承钢碳化物带状和网状级别。因此可以得出结论发明钢中硫化物细化、少量化以及碳化物带状网状的良好控制是获得发明钢良好等向性的决定性因素。

表3发明钢与对比钢的A类夹杂物的评级结果

表4发明钢与对比钢的碳化物评级结果

Claims (2)

1.一种高等向性和长接触疲劳寿命的高碳轴承钢，其特征在于，成分设计为：C：0.93-1.05wt％、Cr：1.45-1.60wt％、Si：0.20-0.35wt％，Mn：0.25-0.45wt％、P≤0.015％wt％、S≤10ppm、Nb：0.01-0.20wt％、Mo：0.01-0.20wt％、V：0.01-0.20wt％，余量为Fe；其中Nb、V、Mo微合金化元素的添加的为单一或联合添加，微合金总量限制在0.05％≤Nb+Mo+V≤0.40％的范围内；

该轴承钢原始奥氏体晶粒度不小于10级，在力学性能和接触疲劳性能上平行于轧向的抗拉强度Rm≥2450MPa，垂直于轧向的抗拉强度Rm≥2200MPa，平行于轧向的冲击韧性Aku≥13J，垂直于轧向的冲击韧性Aku≥10.5J；在接触疲劳性能在4.5GPa的赫兹应力下的接触疲劳寿命L₁₀达到5-12x10⁷次，比传统高碳轴承钢高出为5-10倍。

2.一种权利要求1所述高等向性和长接触疲劳寿命的高碳轴承钢的准备方法，其特征在于，具体工艺步骤及控制的参数如下：

(1)钢的冶炼与凝固：适用于转炉、电炉和感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭；

(2)铸坯或铸锭的热轧或热连轧或锻造：

热连轧棒材：将铸坯经1100-1250℃加热，先粗轧后精轧，轧后快速冷却到在500-700℃后缓冷到室温减少甚至避免网状碳化物出现，得到轧态轴承钢棒材；

(3)球化退火热处理

对热变形后的钢材进行球化退火，具体球化退火工艺为：先加热到770-840℃并保温2-10h，然后以10-30℃/h炉冷到680-750℃并在此温度下保温2-10小时，最后以10-30℃/h炉冷到400-700℃后出炉空冷到室温；球化退火后获得细小铁素体基体上分布均匀和细质的碳化物的微观组织结构；

(4)淬回火热处理

淬回火工艺为：先加热到820-860℃保温0.2-2小时，然后油淬火到室温，最后将淬火棒材在150-250℃进行1-6小时的回火处理。

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