专利名称：一种渗碳轴承钢的制作方法
技术领域：
本发明涉及冶金行业轴承钢的成分设计，尤其是指一种渗碳轴承钢的成分设计，属黑色金属材料制造加工技术领域。
背景技术：
渗碳轴承钢是优质低碳或中碳合金钢，它具有切削、冷加工性能良好、耐冲击、渗碳后耐磨、接触疲劳寿命高的优点。主要用于制造承受冲击负荷较大的轴承，比如轧机、重型车辆、铁路机车、矿山机械轴承。用渗碳轴承钢制造的轴承，除表面具有高的硬度、耐磨，高的疲劳强度，良好的尺寸稳定性外，轴承内部还具有高的韧性。除此以外，工件表面渗碳后表面形成残余压应力，有利于提高轴承寿命及耐冲击性能。
然而，渗碳轴承钢相对于高碳轴承钢而言，渗碳工艺复杂。为了进行表面渗碳，轴承需要在900°C以上保持较长时间，往往容易造成晶粒粗大、力学性能降低。为了细化晶粒、提高强韧性，国内外设计了一些微合金化的渗碳轴承钢，比如添加了微量的Nb、V、B等合金元素，这些元素与[C]、[N]结合生成碳化物、氮化物和碳氮化物，这些化合物在高温下溶解，在低温下析出起到抑制晶粒长大以及沉淀强化作用，然而对于承受冲击负荷较大的轴承(比如轧机、重型车辆、铁路机车、矿山机械轴承)需要更高的强韧性，微合金化作用难以得到理想的强韧性匹配。为解决晶粒粗大问题、改善强韧性，国内外有一些添加N元素的渗碳钢，N元素在钢中主要起到强化作用(细晶强化和沉淀强化)。但是，近年来，新型的渗碳钢往往采用高温真空渗碳和碳氮共渗等技术，因此钢中的N含量不宜过高(影响浓度梯度)。此外，过多的氮可能在钢中产生气孔或者是形成粗大的氮化物在晶界析出而产生脆性。综上所述，现有渗碳轴承钢尚存在以下不足之处(I)现有渗碳轴承钢的强韧性难以满足制造承受严重冲击负荷的轴承(如大型轧机、重型车辆、重载铁路机车、风电轴承、矿山机械轴承);(2)由于高温渗碳技术的发展，现有渗碳轴承钢难以满足新的高温真空渗碳或碳氮共渗工艺技术。
发明内容
本发明的目的是设计了一种渗碳轴承钢，可以满足冲击载荷特别大的渗碳轴承需求。本发明的渗碳轴承钢的设计构思为渗碳轴承钢进行表面渗碳(或渗氮或碳氮共渗)时，轴承工件一般需要在900°C以上保持较长时间，往往容易造成晶粒粗大、力学性能降低。为了解决晶粒易粗大以及强韧性匹配问题，特别是满足重载轴承(承受冲击负荷较大，比如轧机、重型车辆、铁路机车、矿山机械轴承)的强韧性匹配问题，需要考虑以下问题首先，考虑晶粒度问题。传统的解决方案是加入微量的合金元素，比如Nb、V、Ti、B等细化合金元素，然而对于合金元素高于4%的Cr-Ni钢效果不良，同时会对钢材的淬透性做较大的改变。经过实验室研究发现，添加N能改善钢材的性能，包括晶粒度；然而N与Al有交互作用，原理基于AlN颗粒的数量以及弥散分布程度。实验室得出，Al、N的合金元素含量以及比值的控制，能达到相应的技术目的。其次，考虑到重载轴承复杂的工况，需要一定的强韧性的匹配。一般认为，较多的Cr-Ni能同时提高强度和韧性，由于成本因素，通过实验室确定经济、合理的元素含量又能满足重载轴承的安全需要。再次，渗碳轴承工件机械加工过程复杂，其原因是合金元素相对高碳铬轴承高很多，因此需要材料易于机械加工。设计时，需要添加S元素来改善切削加工性能。但是，添加S元素可能会增加钢中硫化物的聚集风险，影响钢材的纯洁性。因此，S元素含量的确定以及加入时机、方法等是实现改善切削性能的关键。轴承在工作时，易产生疲劳失效，钢材的纯净度至关重要。然而，片面地追求纯洁性(残余有害元素含量、非金属夹杂物、氧含量等)势必会造成成本的上升，设计发明钢时必须考虑并限定有害的残余元素的最高的含量，以保证钢材的性能指标满足重载轴承的需 求。本发明的渗碳轴承钢的(%)组成为碳0. 10 0. 16% ；锰0. 40 0. 90% ；硅:0. 15 0. 40% ;铬I. 30 1. 80% ；镍:3. 10 3. 80% ；钥:0. 02 0. 09% ；铝:0. 015 0. 040% ；氮0. 0040^0. 0070% ;铝/氮彡 3;氧彡 0. 0010% ;磷彡 0. 020% ；硫0. 005 0. 020% ；钛(0. 0020% ;铜彡0. 15% ;锡彡0. 025% ;锑彡0. 015% ;砷彡0. 030% ;余量为Fe及不可避免的杂质。下面就本发明对成分的选择原因和作用机理进行如下说明I)碳碳含量是决定渗碳淬火后零件心部硬度和淬透性最重要的元素之一。心部既要耐冲击而且还要有足够的强度，一般认为渗碳轴承钢中碳含量应为0. 08、. 30%，零件心部硬度HRC为25 45为最好。本发明设计的碳含量为0. 1(T0. 16%，一方面得到部件的心部硬度为35±5HRC，同时又能保证渗碳工艺的稳定进行，获得良好的强韧性。2)铬铬在渗碳轴承钢中可以调整淬透性，提高渗碳层耐磨性，并改善钢的力学性能。此外，铬还能使钢的热处理工艺稳定，获得良好的渗碳性能。一般渗碳轴承钢的铬含量在2%以下，重载负荷的渗碳轴承钢铬含量也不超过5%。本发明专利设计铬含量为
I.3(Tl. 80%能获得良好的淬透性及力学性能。3)锰锰和铬一样是碳化物形成元素，能代替部分铁原子形成(Fe. Mn) 3C型碳化物。但是这种碳化物与铬的碳化物(Fe. Cr)3C不同，加热时易固溶于奥氏体，回火时也易析出和聚集。在渗碳轴承钢中，锰对渗碳性能有显著地影响，即随着锰含量增加，钢的渗碳性能大幅增加。通过实验研究表明锰含量在1.0%以下，对冲击疲劳、破断韧性的作用比铬好，但锰含量大于I. 30%时，钢的切削性能变坏，其原因可能因为产生了纤维组织所致。本发明专利设计铬含量锰为0. 40、. 90%能改善渗碳性能而不致产生不良组织。4)硅钢中加入硅，可以强化铁素体，提高强度、弹性极限和淬透性，改善回火软化性能。在渗碳轴承钢中，硅和锰的复合作用，能显著提高渗碳层的抗回火能力，硅含量越高，抗回火能力越强。但是，硅含量超过I. 5%时与锰的复合作用效果变小。一般渗碳轴承钢中，硅含量的上限为1.5%，如果硅含量在0. 6%以下，虽然有益于钢的渗碳性能，却显现不出硅和锰的复合效果。通过实验研究，本发明设计倾向于改善渗碳性能而限制硅含量0. 15 0. 40%，而对于抗回火能力，本发明专利添加Cr，Mn，Ni等合金元素均可以参与提高回火稳定性。实验证明，发明钢具有稳定的抗回火能力。5)镍镍在渗碳轴承钢中能降低表面吸收碳原子的能力，加速碳原子在奥氏体中的扩散，减少渗碳层中碳的浓度，所以减慢渗碳速度，但镍提高了钢的韧性。对于重载用途的渗碳轴承钢，本专利设计镍含量为3. 1(T3. 80%能获得满意的强韧性配合。6)钥在渗碳轴承钢中，其作用主要是提高淬透性，改善力学性能，特别是提高韧性效果。此外，钥可以提高耐磨性、渗碳性能，钥一般在I. 00%以下。本专利添加0. 02、. 09%的钥，与其他合金元素配合能起到提高韧性、改善淬透性的作用。7)铝和氮铝除了能降低钢中氧含量外，能与氮形成弥散细小的氮化铝，起到细化晶粒的作用，有较强的固溶强化作用，能提高钢的抗回火稳定性和高温强度。Al低于 0. 01 %，则难以保证铝既能起到脱氧作用，又能与氮生成弥散细小的氮化铝，起到细化晶粒的作用。铝大于0.04%，容易形成大量的弥散细小的氮化铝和碳氮化钛夹杂物。碳氮化钛夹杂物对高碳铬轴承钢的疲劳寿命有严重的影响。研究表明，铝的行为与氮密切相关，因此本发明控制铝0. 015^0. 040%、氮0. 004(H). 0070%、铝/氮> 3，能满足高温渗碳(渗氮或碳氮共渗)工艺要求同时解决晶粒粗大和改善钢材韧性的作用。8)氧钢中氧含量通常以各种氧化物+溶解氧形式出现。无论何种氧化物在钢中生成，均离不开钢中的氧。氧含量越高，不仅造成氧化物夹杂数量增多，而且氧化物夹杂尺寸增大，偏析严重，夹杂级别增高，因而对疲劳寿命的危害也就加剧。因此，要努力降低钢中的氧。本发明的钢中氧含量控制在0. 0010%以下。9)磷磷在低夹杂物含量的钢中，在晶界的偏析与富集更为明显。P不仅能加剧液析碳化物的生成，而且能加剧奥氏体化时的二次碳化物的析出。要努力降低钢中的P。在本发明中钢中磷含量控制在0. 0020%以下。如果钢中的残余磷含量大于0. 020%，则增加晶界偏聚和富集并加剧液析碳化物的生成，而且能加剧奥氏体化时的二次碳化物的析出。10)硫钢在凝固过程中随S含量的增加而硫化物、碳化物分布的平均尺寸增加，故纵向偏析增加。一般认为为了改善轴承钢的碳化物，必须尽可能降低S含量。在本发明中硫含量控制在0. 005、. 020%,目的是改善渗碳轴承的加工性能。如果硫含量超过0. 020%，则会增加钢中硫化物夹杂总量，容易在钢坯中心形成硫化物聚集，加剧钢坯中心的碳化物偏析，最终导致钢材中心偏析严重和缩孔超标。11)钛钛与溶解于钢中的氮有着极强的亲和力，多以氮化钛、碳氮化钛夹杂物的形式残留于钢中。这种夹杂物坚硬，呈棱角形状，严重影响轴承的疲劳寿命，特别是在钢的纯洁度显著提高、其他氧化物数量很少的情况。Ti (C、N)夹杂物具有很高的刚性，并在几何形状上呈棱角状，因而在基体中极易造成应力集中诱导疲劳裂纹。随Ti含量增高，Ti (C、N)颗粒不仅大大增多，而且Ti (C、N)的级别也明显增高，疲劳寿命降低。因此，必须尽可能降低Ti含量。在本发明的钢中钛含量控制在0. 0020%以下。如果Ti超过含量0. 0020%,则会增加钢中氮化钛、碳氮化钛夹杂物总量，容易在钢坯中心或其他部位形成各类夹杂物聚集，并由此造成应力集中诱导疲劳裂纹，最终导致轴承的整体寿命严重下降。12)铜铜是低熔点有害元素，使钢加热时容易形成表面裂纹；同时也会引起钢的时效硬化，影响轴承精度。因此，必须尽可能降低铜含量。在本发明钢中的铜含量控制在0. 15%以下。如果铜含量超过0. 15%，则会使钢材在被制造轴承的过程中容易在其表面形成低熔点区域，极易产生表面裂纹，最终导致轴承的整体寿命严重下降。13)锡、锑、砷锡属于低熔点的微量元素，其含量过高，易引起轴承零件表面出现软点，硬度不均。在本发明钢中，锡含量控制在0. 025%以下。如果锡含量超过0. 025%，则对钢的淬透性带来不良影响。锑属于低熔点的微量元素。锑含量过高，易引起轴承零件表面出现软点，硬度不均。在本发明钢中，锑含量控制在0. 015%以下。如果锑含量超过0. 015%，则对钢的淬透性带来不良影响。砷属于低熔点的微量元素。砷含量过高，易引起轴承零件表面出现软点，硬度不均。在本发明钢中，砷含量控制在0. 030%以下。如果砷含量超过0. 030%,则对钢的淬透性带来不良影响。本发明提供的渗碳轴承钢钢的制造方法通过三步法完成第一步电炉冶炼一钢包炉精炼一真空炉脱气一钢液浇注成钢锭；第二步钢锭开坯一轧制成圆钢；第三步退火。第一步电炉冶炼一钢包炉精炼一真空炉脱气一钢液浇注成钢锭 ①电炉冶炼在20吨以上的直流或交流电炉中进行初炼钢液的低磷化和低钛化，将钢中的残余磷含量和钛含量分别降至0. 008%以下和0. 0005%以下。否则会使成品钢材中的残余磷含量超过0. 015%、残余钛含量必大于0. 0030%。(I)在20吨以上的直流或交流电炉中，通过通入电流和输入氧气，使装入的炉料熔化变成1560 1650°C温度范围内的钢液；(2)间歇流出氧化性炉渣，例如，组分为CaO彡20%、FeO彡30%、Si02彡7%、MnO ( 10%、MgO ( 10%的炉渣，及补充不大于15公斤/吨钢的石灰；(3)向钢液中输入20 40立方米/吨钢的氧气；②钢包炉精炼在与电炉容量相匹配的交流式钢包精炼炉上，进行精炼钢液的低氧和低钛化，使精炼钢液的氧含量降到0. 0010%以下，并使钢中钛含量和硫含量分别不大于 0. 0020% 和 0. 005 0. 015% ；(I)盛接钢液的钢包耐火材料是A1203-Mg0_C砖，渣线为MgO-C砖(2)钢包使用前完全清理，内表面不得有冷钢和残渣；(3)在电炉出钢的同时，在盛接钢液的钢包内，添加特殊渣料(包括含纯CaO 60 70%的石灰、含纯Si02在5 15%、含纯CaF2在10 20%萤石)、合金、增碳剂(5 10公斤/吨钢的含碳量在80%以上的焦碳)和I 3公斤/吨钢的纯铝脱氧剂；(4)在与电炉容量相匹配的交流式钢包精炼炉上，通入交流电流(电压在240伏以下，电流在10000 35000A之间)；(5)钢包底部吹入氩气(底吹氩强度分别控制在0. 2 0. 3Mpa)。(6)将钢液的温度控制在1520 1600°C，使钢液之上的固体渣料熔化成液态，一边使钢液和炉渣均匀化，一边通过热交换和钢包底部的氩气气泡的不断沸腾上升，使钢渣之间发生化学反应，同时，钢中的脱氧反应和脱硫反应的产物不断吸附上升，达到钢液脱氧和脱硫的目的。(7)精炼钢液冶炼时间在40 - 60分钟之内。③真空脱气在与电炉容量相匹配的真空炉上，对精炼钢液进行真空处理，使钢中的钛含量不大于0. 0020%、氧含量不大于0. 0010%、氮含量0. 0040、. 0070%。通过140Pa以下的真空度、真空保持时间为15 - 35分钟和钢包底部吹入氩气(真空底吹氩强度0. 1-0. 2MPa)。④钢液浇铸将钢包内的钢液浇进使用前完全清理、内表面不得有结疤、裂纹、氧化铁皮存在的钢锭模中，其浇铸速度为3. 0 5. 5吨钢液/分钟；同时，采用吹氩保护系统对钢流实施氩气保护。考虑钢锭凝固组织的偏析情况，钢锭模重量小于应能保证钢锭一钢材的压缩比在16以上。第二步钢锭开坯一轧制成圆钢；在均热炉中，采用天然气或煤气作为燃烧介质，以彡1800C /小时的升温速度将钢锭加热到1230 - 1290°C，并均热保持6(Tl50分钟。按常规轧制工艺，将加热均热的钢锭分别轧制成坯料，分别供不同成品规格的成品轧制使用，坯料缓冷12 36小时(根据坯型选择)。采用天然气或煤气作为燃烧介质，将坯料加热到1160 - 1230°C，阴阳面温差彡40°C，加热总时间在180分钟以上。轧制成圆钢后空冷。第三步退火轧制后圆钢，以彡180°C /小时的升温速度加热到66(T690°C，根据圆钢规格保温6^20小时，炉冷至600°C以下出炉空冷。本发明由于采用了以上技术方案，使之与现有技术相比，具有以下优点和积极效果( I)所获得渗碳轴承钢圆钢的晶粒度为7级或更细的级别(采用渗碳法评定)，高温渗碳时晶粒不容易长大；(2)相对纯洁度高，具有合理经济的元素含量，接触疲劳寿命高，氧含量、磷含量、钛含量、铜含量、锡含量、锑含量、砷含量分别不大于0. 0010%、0. 020%,0. 0020%,0. 15%、0. 025%、0. 015%、0. 030% ；(3)渗碳轴承钢圆钢冶炼过程中添加0. 005、. 020%的硫元素，夹杂物级别低同时圆钢又易于切削加工；(4)所获得的渗碳轴承钢具有良好的综合机械强度，退火硬度(HB) ^ 189，抗拉强度彡1420MPa,延伸率彡12%，收缩率彡56%，冲击功彡103J，适合制造重载、耐冲击等环境恶劣的工作环境。
图I为采用渗碳法热处理制备成的金相试样的晶粒图片。
具体实施例方式表I为本发明钢种的化学成分及其材料性能。本发明的实施例采用以下的制备方法第一步电炉冶炼一钢包炉精炼一真空炉脱气一钢液浇注成钢锭；第二步钢锭开坯一轧制成圆钢；第三步退火。第一步冶炼 在40吨交流电炉中进行初炼钢液的低磷化和低钛化，将钢中的残余磷含量和钛含量分别降至0. 003%和0. 0005%以下。在与电炉容量相匹配的交流式钢包精炼炉上，进行精炼钢液的低氧和低钛化，使精炼钢液的氧含量降到O. 0010%以下,并使钢中钛含量和硫含量分别不大于O. 0025%和O. 005、. 015% ;在与电炉容量相匹配的真空炉上，对精炼钢液进行真空处理。以3. O 5. 5吨钢液/分钟的浇铸速度浇注钢锭第二步轧制在均热炉中，采用天然气作为燃烧介质，以彡180°C /小时的升温速度将钢锭加热到1250 - 1290°C，并均热保持6(Γ80分钟。按常规轧制工艺，将加热均热的钢锭分别轧制成坯料，分别供不同成品规格的成品轧制使用，坯料缓冷20小时(根据坯型选择)。采用天然气或煤气作为燃烧介质，将坯料加热到1180 - 1210°C，阴阳面温差彡40°C，加热总时间在220分钟。轧制成圆钢后空冷。第三步退火轧制后圆钢，以彡180°C /小时的升温速度加热到66(T690°C，根据圆钢规格保温16 20小时，炉冷至600°C以下出炉空冷。表I实施例钢棒的化学成分，Wt%
权利要求
1.一种渗碳轴承钢，其特征在于化学元素质量百分比含量为碳0. 1(T0. 16% ；锰:0. 40 0. 90% ;硅0. 15 0. 40% ;铬I. 30 1. 80% ；镍:3. 10 3. 80% ；钥:0. 02 0. 09% ；铝0. 015 0. 040% ；氮0. 004(H). 0070% ;铝/氮彡 3;氧彡 0. 0010% ;磷彡 0. 020% ；硫0. 005 0. 020% ;钛彡 0. 0020% ;铜彡 0. 15% ;锡彡 0. 025% ;锑彡 0. 015% ;砷彡 0. 030% ;余量为Fe及不可避免的杂质。
全文摘要
本发明公开了一种渗碳轴承钢，其化学元素质量百分含量为碳0.10~0.16%；锰0.40~0.90%；硅:0.15~0.40%；铬1.30~1.80%；镍3.10~3.80%；钼0.02~0.09%；铝0.015~0.040%；氮0.0040~0.0070%；铝/氮≥3；氧≤0.0010%；磷≤0.020%；硫0.005~0.020%；钛≤0.0020%；铜≤0.15%；锡≤0.025%；锑≤0.015%；砷≤0.030%；余量为Fe及不可避免的杂质。本发明所述渗碳轴承钢易于渗碳表面处理，具有优良的强韧性。
文档编号C22C38/44GK102653843SQ20121016362
公开日2012年9月5日 申请日期2012年5月24日 优先权日2012年5月24日
发明者刘湘江, 张建平, 李铮, 裘旭迪 申请人:宝山钢铁股份有限公司