CN116926441A - 一种高旋转弯曲疲劳强度轴承钢 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种高旋转弯曲疲劳强度轴承钢，其化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.80%～0.85%，Cr：4.00%～4.25%，Mo：4.2%～4.5%，V：0.90%～1.10%，Al：0.1%～1.5%，Ni：≤0.20%，Mn：≤0.35%，Si：≤0.35%，S：≤0.005%，P：≤0.008%，Co：≤0.25%，W：≤0.25%，Cu：≤0.10%，Ti：≤0.0025%，Ca：≤0.001%，O：≤0.0006%，N：0.005%～0.008%，其余为Fe和不可避免的杂质元素。本发明提供的轴承钢具有双重细化组织、优异的拉伸性能以及旋转弯曲疲劳强度。
Description
技术领域
本发明属于金属材料领域，具体涉及一种高旋转弯曲疲劳强度轴承钢。
背景技术
GCr4Mo4V钢是一种基于二次硬化的全淬硬型轴承钢，其凭借良好的淬透性、优异的热硬性以及在120℃～320℃温度范围出色的硬度保持能力，被广泛应用于316℃以下航空发动机主轴轴承的套圈与滚动体，也成为了我国目前航空发动机上用量最大的高温轴承钢。
轴承钢典型的服役失效形式就是疲劳失效，因此其疲劳特性直接决定了轴承钢的服役寿命。旋转弯曲疲劳试验是最常见的表征金属材料疲劳特性的方式之一，与滚动接触疲劳试验相比，旋转弯曲疲劳试样最终以断裂形式失效，因此可以明确在特定交变载荷作用下试样的循环周次，进而通过统计学计算得到疲劳极限（即疲劳强度），作为轴承钢服役性能改进的参考指标。
大量研究表明，GCr4Mo4V钢中非金属夹杂物尺寸形貌分布、大颗粒碳化物形貌及尺寸以及晶粒尺寸及均匀性均对疲劳性能有显著影响，其中非金属夹杂物以氧化物夹杂为主，在现有的特种冶金技术条件下，钢液中氧元素可以控制到6ppm以下，先进国家甚至可以达到3ppm～5ppm的水平，因此决定GCr4Mo4V钢疲劳性能的关键在于大颗粒碳化物（主要为一次碳化物）及晶粒尺寸的大小与分布，尤其是大颗粒碳化物对疲劳寿命的影响最为显著：由于GCr4Mo4V合金元素含量高达9%，碳元素含量0.8%左右，在凝固结晶过程中不可避免的受元素偏析影响，极易出现块状、网状、大颗粒碳化物，合金元素与碳元素在枝晶组织中局部富集，造成铸锭化学成分的不均匀性，在后续加工过程中逐步遗传至钢材形成白蚀区甚至蝴蝶组织，进一步引发钢材服役寿命的缩短与性能的不稳定。
国产GCr4Mo4V在碳化物、晶粒组织的尺寸与分布方面普遍存在均匀性较差的问题，对最终轴承零件的产品质量影响显著，直接表现为我国航空发动机主轴轴承服役寿命波动性大，平均服役寿命分别为俄罗斯同类产品的一半，美国同类产品的十分之一。实现GCr4Mo4V组织细化与均匀化控制对于解决我国航空发动机“卡脖子”难题、早日实现航空发动机技术自主化意义重大。
国内外围绕改善GCr4Mo4V大颗粒碳化物尺寸分布的尝试主要从控制偏析和塑性加工等方面进行，前者包括连续定向凝固（“滚动轴承钢冶金质量与疲劳性能现状及高端轴承钢发展方向”，《金属学报》，2020年第56卷第4期，513-522页）、增材制造（“MechanicalProperties of High‐Speed Steel AISI M50 Produced by Laser Powder Bed Fusion”，《Steel Research International》，2020年第91卷第5期，1900562）等，后者包括多向锻造（“Microstructure evolution and mechanical anisotropy of M50 steel ballbearing rings during multi-stage hot forging”，《Chinese Journal ofAeronautics》，2021年第34卷第11期，254-266页；“多向锻造对M50钢一次碳化物破碎机制的影响”，《中国冶金》，第30卷第9期，98-103，135页）。尽管上述方法对于碳化物尺寸分布的改善起到了一定积极作用，但是连续定向凝固和增材制造存在工艺复杂、成本较高等缺点，多向锻造存在火次较多、控制难度大且晶粒尺寸控制难度较大等问题。因此亟需通过采取适当的技术方案同时改善轴承钢中碳化物和晶粒组织的尺寸分布，进而实现疲劳性能的显著改善。
发明内容
本发明要解决的技术问题是提供一种高旋转弯曲疲劳强度轴承钢，采取的技术方案为：
一种高旋转弯曲疲劳强度轴承钢，其化学元素质量分数为：C：0.80%～0.85%，Cr：4.00%～4.25%，Mo：4.2%～4.5%，V：0.90%～1.10%，Al：0.1%～1.5%，Ni：≤0.20%，Mn：≤0.35%，Si：≤0.35%，S：≤0.005%，P：≤0.008%，Co：≤0.25%，W：≤0.25%，Cu：≤0.10%，Ti：≤0.0025%，Ca：≤0.001%，O：≤0.0006%，N：0.005%～0.008%，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
本发明所述高旋转弯曲疲劳强度轴承钢采用“真空感应熔炼+保护气氛电渣重熔+真空自耗重熔”的三联特冶工艺制备铸锭；铸锭经过锻压机三次墩拔变形后，转移至空气锤进行拔长加工得到锻材；对锻材进行球化退火处理后，得到轴承钢退火材；对退火材进行淬火回火处理得到热处理状态轴承钢。
本发明所提供的轴承钢退火材最大颗粒碳化物粒径为1.36μm～1.66μm，平均碳化物粒径1.31μm～1.52μm；热处理态轴承钢平均晶粒尺寸为8.18μm～9.67μm，残余奥氏体体积分数为1.3%～2.2%，室温抗拉强度2890MPa～2958MPa、室温屈服强度2397MPa～2612MPa，室温条件下旋转弯曲疲劳强度1084MPa～1123MPa。
传统轴承钢为避免氧化物夹杂及氮化物夹杂的形成，在成分调控上尽最大程度限制氧、氮元素的含量，同时在成分设计上避免引入钙、铝等氧化物形成元素以及钛等氮化物形成元素。本发明一反这一轴承钢成分设计的传统思路，在采取三联式特冶工艺确保超低氧、钛、钙的前提下，适当将氮元素调控在50ppm～80ppm范围内，并通过引入0.1%～1.5%的铝元素进行合金化，形成了全新的轴承钢成分设计。
本发明的设计思路为：
（1）适当在GCr4Mo4V轴承钢中添加铝元素，除了在轴承钢凝固过程中起到传统的脱氧功能之外，还可以有效抑制轴承钢中大颗粒碳化物的析出数量，使得绝大多数碳化物以细小弥散的二次碳化物形式析出，发挥第二相的沉淀强化作用，提高材料的力学性能；
（2）在超低钛调控的基础上，适当提高氮元素含量，通过铝元素与氮元素结合在晶界处形成氮化铝第二相，通过抑制晶界的迁移，避免了晶粒组织在锻造加工、淬火处理等过程中长时间加热或反复加热保温造成的晶粒尺寸过于粗大以及混晶现象，进一步提升材料力学性能；
（3）铝元素的加入可减弱GCr4Mo4V轴承钢奥氏体稳定性，在淬火及回火过程中残余奥氏体的含量较少，马氏体转变量提高，材料力学性能与传统GCr4Mo4V相比有所提升。
附图说明
图1为本发明实施例1轴承钢退火材碳化物分布金相照片；
图2为本发明实施例1热处理状态轴承钢的晶粒组织金相照片；
图3为对比例轴承钢退火材碳化物分布金相照片；
图4为对比例热处理状态轴承钢的晶粒组织金相照片。
实施方式
下面结合具体实施例对本发明做进一步详细的说明。
各实施例及对比实施例使用的GCr4Mo4V轴承钢原始坯料为相同工艺条件下三联法（真空感应+保护气氛电渣重熔+真空自耗重熔）冶炼的φ300mm×700mm规格GCr4Mo4V真空自耗铸锭，各实施例及对比实施例用钢的化学成分见表1，球化退火后碳化物平均粒径以及最大碳化物粒径、热处理后力学性能、平均晶粒尺寸及残余奥氏体体积分数见表2。
轴承钢的球化退火工艺及淬火回火热处理工艺如下：
（1）球化退火处理：加热至840℃保温4小时，以30℃/小时冷却至730℃保温4小时，以30℃/小时冷却至550℃空冷；
（2）淬火回火处理：1120℃保温30分钟后油淬，之后再进行3次530℃保温2小时空冷回火。
实施例1
采用“真空感应熔炼+保护气氛电渣重熔+真空自耗重熔”的三联特冶工艺制备得到φ300mm×700mm规格轴承钢铸锭，化学成分如表1所示，铸锭经过锻压机三次墩拔变形后，转移至空气锤进行拔长加工得到锻材；对锻材进行球化退火处理得到轴承钢退火材；对退火材进行淬火回火处理，得到热处理状态轴承钢。
轴承钢退火材碳化物分布金相照片如图1所示，组织由球状珠光体构成，碳化物细小弥散分布，最大颗粒碳化物粒径约1.36μm；热处理状态轴承钢的晶粒组织金相照片如图2所示，组织由马氏体、贝氏体、少量残余奥氏体以及残留碳化物组成，平均晶粒尺寸8.18μm，且分布均匀，残余奥氏体比例为1.3%。球化退火后碳化物平均粒径以及最大碳化物粒径、热处理后力学性能、平均晶粒尺寸及残余奥氏体体积分数见表2。
实施例2
采用“真空感应熔炼+保护气氛电渣重熔+真空自耗重熔”的三联特冶工艺制备得到φ300mm×700mm规格轴承钢铸锭，化学成分如表1所示，铸锭经过锻压机三次墩拔变形后，转移至空气锤进行拔长加工得到锻材；对锻材进行球化退火处理得到轴承钢退火材；对退火材进行淬火回火处理，得到热处理状态轴承钢。
轴承钢退火材碳化物分布金相照片以及热处理状态轴承钢的晶粒组织金相照片与实施例1相似，不再重复展示。球化退火后碳化物平均粒径以及最大碳化物粒径、热处理后力学性能、平均晶粒尺寸及残余奥氏体体积分数见表2。
实施例3
采用“真空感应熔炼+保护气氛电渣重熔+真空自耗重熔”的三联特冶工艺制备得到φ300mm×700mm规格轴承钢铸锭，化学成分如表1所示，铸锭经过锻压机三次墩拔变形后，转移至空气锤进行拔长加工得到锻材；对锻材进行球化退火处理得到轴承钢退火材；对退火材进行淬火回火处理，得到热处理状态轴承钢。
轴承钢退火材碳化物分布金相照片以及热处理状态轴承钢的晶粒组织金相照片与实施例1相似，不再重复展示。球化退火后碳化物平均粒径以及最大碳化物粒径、热处理后力学性能、平均晶粒尺寸及残余奥氏体体积分数见表2。
实施例4
采用“真空感应熔炼+保护气氛电渣重熔+真空自耗重熔”的三联特冶工艺制备得到φ300mm×700mm规格轴承钢铸锭，化学成分如表1所示，铸锭经过锻压机三次墩拔变形后，转移至空气锤进行拔长加工得到锻材；对锻材进行球化退火处理得到轴承钢退火材；对退火材进行淬火回火处理，得到热处理状态轴承钢。
轴承钢退火材碳化物分布金相照片以及热处理状态轴承钢的晶粒组织金相照片与实施例1相似，不再重复展示。球化退火后碳化物平均粒径以及最大碳化物粒径、热处理后力学性能、平均晶粒尺寸及残余奥氏体体积分数见表2。
实施例5
采用“真空感应熔炼+保护气氛电渣重熔+真空自耗重熔”的三联特冶工艺制备得到φ300mm×700mm规格轴承钢铸锭，化学成分如表1所示，铸锭经过锻压机三次墩拔变形后，转移至空气锤进行拔长加工得到锻材；对锻材进行球化退火处理得到轴承钢退火材；对退火材进行淬火回火处理，得到热处理状态轴承钢。
轴承钢退火材碳化物分布金相照片以及热处理状态轴承钢的晶粒组织金相照片与实施例1相似，不再重复展示。球化退火后碳化物平均粒径以及最大碳化物粒径、热处理后力学性能、平均晶粒尺寸及残余奥氏体体积分数见表2。
对比例
采用“真空感应熔炼+保护气氛电渣重熔+真空自耗重熔”的三联特冶工艺制备得到φ300mm×700mm规格轴承钢铸锭，化学成分如表1所示，铸锭经过锻压机三次墩拔变形后，转移至空气锤进行拔长加工得到锻材；对锻材进行球化退火处理得到轴承钢退火材；对退火材进行淬火回火处理，得到热处理状态轴承钢。
轴承钢退火材碳化物分布金相照片如图3所示，组织由球状珠光体构成，碳化物粗大且不均匀分布，最大颗粒碳化物粒径约25.26μm；热处理状态轴承钢的晶粒组织金相照片如图4所示，组织由马氏体、贝氏体、残余奥氏体以及残留碳化物组成，平均晶粒尺寸19.66μm，且分布不均匀，残余奥氏体比例为8%。球化退火后碳化物平均粒径以及最大碳化物粒径、热处理后力学性能、平均晶粒尺寸及残余奥氏体体积分数见表2。
表1 各实施例及对比例轴承钢化学成分及质量分数（wt%）
表2 各实施例及对比例轴承钢组织性能
以上实施例仅用以说明而非限制本发明的技术方案，尽管参照上述实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解：依然可以对本发明进行修改或者等同替换，而不脱离本发明的精神和范围的任何修改或局部替换，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。
Claims (3)
1.一种高旋转弯曲疲劳强度轴承钢，其特征在于，所述轴承钢化学元素质量分数为：C：0.80%～0.85%，Cr：4.00%～4.25%，Mo：4.2%～4.5%，V：0.90%～1.10%，Al：0.1%～1.5%，Ni：≤0.20%，Mn：≤0.35%，Si：≤0.35%，S：≤0.005%，P：≤0.008%，Co：≤0.25%，W：≤0.25%，Cu：≤0.10%，Ti：≤0.0025%，Ca：≤0.001%，O：≤0.0006%，N：0.005%～0.008%，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
2.如权利要求1所述的高旋转弯曲疲劳强度轴承钢，其特征在于，所述轴承钢生产方法如下：采用“真空感应熔炼+保护气氛电渣重熔+真空自耗重熔”的三联特冶工艺制备铸锭；铸锭经过锻压机三次墩拔变形后，转移至空气锤进行拔长加工得到锻材；对锻材进行球化退火处理得到轴承钢退火材；对退火材进行淬火回火处理，即得。
3.如权利要求1或2所述的高旋转弯曲疲劳强度轴承钢，其特征在于，所述轴承钢退火材最大颗粒碳化物粒径为1.36μm～1.66μm，平均碳化物粒径1.31μm～1.52μm；热处理态轴承钢平均晶粒尺寸为8.18μm～9.67μm，残余奥氏体体积分数为1.3%～2.2%，室温抗拉强度2890MPa～2958MPa、室温屈服强度2397MPa～2612MPa，室温条件下旋转弯曲疲劳强度1084MPa～1123MPa。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN202310766432.2A CN116926441A (zh) | 2023-06-27 | 2023-06-27 | 一种高旋转弯曲疲劳强度轴承钢 |
Applications Claiming Priority (1)
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| CN116926441A true CN116926441A (zh) | 2023-10-24 |
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-
2023
- 2023-06-27 CN CN202310766432.2A patent/CN116926441A/zh active Pending
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