本发明总体上涉及冶金领域，并涉及由钢组合物形成的轴承构件。所述钢可以通过连铸工艺(continuouscastingprocess)制造。
背景技术：
轴承是允许两个部件之间受限相对运动(constrainedrelativemotion)的装置。滚动轴承包括内滚道、外滚道和设置在内、外滚道之间的多个滚动体(滚珠或滚子)。出于长期可靠性和性能考虑，典型的由轴承钢形成的各种构件对滚动接触疲劳、磨损和蠕变(creep)具有耐受性是至关重要的。轴承钢的另一项重要特性是淬透性(hardenability)，即在经过热处理工艺以后合金硬化所能达到的深度。
一种类型的轴承钢范例是材料编号(werkstoff)1.3536(din100crmo7-3)。该材料典型地包含1.0wt.％c、0.30wt.％si、0.70wt.％mn、1.80wt.％cr、0.30wt.％mo，以及余量的fe和任何不可避免的杂质。
连铸是在金属制品的制造中日益广泛使用的一种工艺。该工艺包含将熔融金属凝固为半成品坯锭(billet)、方坯(bloom)或板坯(slab)(的过程)，用于随后的表面机械加工、热处理和在精轧机中热加工。连铸提高了产量、生产率和成本效益(costefficiency)。
铸造期间的宏观偏析(macro-segregation)是由于溶解的元素在液相和固相中的溶解度不同而引起的。结果是钢的化学组成(composition)不均匀，这种不均匀能够损害钢铸制品的机械特性和日常性能。宏观偏析是指合金铸件或铸块(ingots)中出现的成分变化，尺寸范围从几毫米到几厘米不等。
技术实现要素：
本发明的目的是提供一种由钢组合物形成的轴承构件，该构件提供良好的机械特性，并且能够通过包含连铸工艺的方法制造。
上述目的通过包含以下成分的钢合金形成的轴承构件实来现：
0.7至0.9wt.％碳，
0.05至0.16wt.％硅，
0.7至0.9wt.％锰，
1.4至2.0wt.％铬，
0.7至1.0wt.％钼，
0.03至0.15wt.％钒，
0至0.25wt.％镍，
0至0.3wt.％铜，
0至0.2wt.％钴，
0至0.1wt.％铝，
0至0.1wt.％铌，
0至0.2wt.％钽，
0至0.025wt.％磷，
0至0.015wt.％硫，
0至0.075wt.％锡，
0至0.075wt.％锑，
0至0.04wt.％砷，
0至0.002wt.％铅，
至多350ppm氮，
至多20ppm氧，
至多50ppm钙，
至多30ppm硼，
至多50ppm钛，
余量的铁以及任何不可避免的杂质。
具体实施方式
现在将进一步描述本发明。在以下的段落中，更加详细地限定本发明的不同方面。如此限定的各方面可以与任何其它一个或几个方面进行组合，除非另有明确的相反表示。尤其是，任何表示为优选或有利的特征，可以与任何表示为优选或有利的其它一个或多个特征进行组合。
在本发明中，用于轴承构件的钢合金组合物包括0.7至0.9wt.％碳(“wt.％碳”即为“重量百分比的碳”，下同)，优选0.7至0.8wt.％碳，进一步优选0.72至0.78wt.％碳，更进一步优选0.73至0.77wt.％碳。在与其它合金元素组合时，这导致期望的微观结构(microstructure，在金属材料科学领域亦被称为“纤维组织”)和性质。降低的碳含量还被发现导致坯锭或方坯之类的连铸制品中较低水平(level)的宏观偏析，而且不会对硬化后的轴承构件的硬度有不利影响。不仅如此，降低的碳含量还意味着与具有较高碳含量的各类传统轴承钢相比更容易对钢进行对接焊接(butt-weld)。
本发明所述钢合金组合物包括0.05至0.16wt.％硅，优选0.06至0.16wt.％硅，进一步优选0.08至0.14wt.％硅，更进一步优选0.09至0.12wt.％硅，仍然更进一步优选0.1至0.12wt.％硅。在与其它合金元素组合时，这导致具有最少量残余奥氏体的期望的微观结构。硅有助于抑制渗碳体的析出和碳化物的形成。硅还可以在回火期间抵制软化。然而，过高的硅含量可能导致不期望的表面氧化物和差的表面光洁度。出于这种原因，最大硅含量优选0.16wt.％。由于硅元素的碳化物抑制特性，具有高硅含量的钢趋于在它们的硬化结构中残留更多的奥氏体。因此，可以减小钢的硅浓度用以降低残余奥氏体含量。不仅如此，规定范围内的硅含量还被发现会导致用于制造产品的连铸方坯和坯锭中具有较低水平的宏观偏析。
本发明所述钢组合物包括0.7至1.0wt.％钼，优选0.7至0.9wt.％钼，进一步优选0.7至0.85wt.％钼，更进一步优选0.7至0.8wt.％钼。钼可以起到避免晶界脆化并有助于耐回火的作用。然而，较高的钼含量可能对于贝氏体转变有不利影响。
在规定范围内的钼含量也可能导致在制造产品的连铸方坯和坯锭中较低水平的宏观偏析。特别是发现以下mo/si重量比范围有助于确保钢在凝固期间减少偏析：优选3.5至33.3、进一步优选4至20、更进一步优选5至20、再进一步优选6至20、再更进一步优选6至15、还更进一步优选6.5至15、还更进一步优选6.6至14.5、还更进一步优选7至14。
本发明所述钢组合物包括1.4至2.0wt.％铬。除了对淬透性有积极影响以外，铬的含量还被发现对硬化期间所得碳化物的类型有影响。如果铬的浓度过低，则相对不理想的渗碳体相被固化(stabilised)。所述合金因此优选包括至少1.5wt.％铬。另一方面，铬的含量必须受到限制，例如，用以确保硬化期间奥氏体相(austenitephase)中固溶体(solidsolution)具有足够的碳。为在淬火期间较低温度下转变为足够坚硬的结构(57至63hrc)，奥氏体必须具有足够的溶解碳(dissolvedcarbon)和选择性(包含)的氮。钢合金因此包含最多2.0wt.％铬。本发明所述钢组合物优选包括1.5至1.8wt.％铬，进一步优选1.6至1.7wt.％铬。
cr/c重量比优选≥2，因为这被发现有助于控制在凝固期间完全奥氏体枝晶(fullyausteniticdendrites)之间的枝晶间钢液(inter-dendriticsteelliquid)的流动性。
合金优选包含0.35≤mo/cr≤0.71重量比的钼和铬，进一步优选重量比为0.4≤mo/cr≤0.6。此比例可以提高富cr碳化物(cr-richcarbides)的热力学稳定性(thermodynamicstability)。
钢合金组合物包括0.7至0.9wt.％锰。锰起到增加奥氏体相对于铁素体(ferrite)的稳定性的作用。锰还可以起到改善淬透性的作用。
在具有较低的钢碳含量的情况下，硬化期间残余的碳化物的总百分比通常低，这具有以下益处：通常有较少的可能引发微裂纹的部位(sites)。另一方面，在奥氏体化期间残余较少碳化物的情况下，奥氏体晶粒生长(对于机械性质和疲劳是有害的)的风险较高。钢合金包括0.03至0.15wt.％钒。例如，0.03至0.12wt.％钒，优选0.04至0.12wt.％钒，更优选0.05至0.1wt.％钒。钢中添加钒能够形成纳米尺寸的富钒析出物(vanadium-richprecipitates，亦称“富钒沉淀物”)(例如碳化物、氮化物和/或碳氮化物)，所述析出物在热加工部件适当冷却至室温时随即形成。此细小析出物可以钉扎先前的奥氏体晶界。从而，与传统轴承钢相比，本发明所述的钢组合物能够耐受过奥氏体化(overaustenitization)。换言之，钢能够在相对高的温度下奥氏体化，而奥氏体晶粒却不会过度生长。另外，稍许高一些的奥氏体化温度，例如905℃，确保用于改善淬透性的溶质元素(例如铬)更好地溶解。这样的奥氏体化温度与钢的化学成分结合，意味着在硬化的轴承构件中残余最小含量的渗碳体。结果，轴承钢构件的韧性得以提高，同样得到改善的还有疲劳寿命和微缺陷耐受能力(tolerancetomicro-defects)。
此外，仍旧为了防止在硬化期间奥氏体晶粒任何可能的过度生长，添加其它微合金添加剂(micro-alloyingaddition)和可选元素氮也是有益的，从而使钉扎先前奥氏体晶界的细小的、非常精细的析出物得以形成。为此目的，可以添加元素ta和/或nb以形成碳化物、氮化物和/或碳氮化物。
在一些实施方式中，添加氮使钢合金包括50至350ppm氮，优选包含100至350ppm的氮。在其它实施方式中，没有刻意添加的氮。尽管如此，由于暴露于大气中，合金仍然必定包含至少50ppm氮。
优选情况下，钢合金包括添加的氮，以以下重量百分比包括一种或者一种以上的下列合金元素：至多(不超过)0.1wt.％铌；和至多(不超过)0.2wt.％钽。
在目前的工作中，业已发现富钒含氮析出物(vanadium-richandnitrogen-containingprecipitates)的形成显著提高了最终轴承钢结构的强度和硬度，导致更好的滚动接触疲劳耐受性。
在包括钒和添加氮的钢合金的例子中，富钒含氮析出物的形成比钒的碳化物(vanadiumcarbide)的形成更受青睐，因为前者在热力学上更加稳定。对于特定含量(givenfraction)的钒的碳化物和钒的氮化物而言，钒的氮化物趋于更小、更稳定，因此在钉扎先前奥氏体晶粒晶界方面更加有效。富钒含氮析出物还更有助于加强轴承钢的结构。
优选情况下，钢合金包括不超过0.1wt.％的铝，进一步优选不超过0.05wt.％的铝。钢的脱氧工艺(steelde-oxidationprocess)导致铝通常以此少量形式存在。作为更进一步优选，钢合金不含铝，特别是当钢合金包含一种或一种以上的微合金元素(v和/或nb和/或ta)时。在这种情况下，铝的存在是不利的，因为铝的氮化物(aluminiumnitrides)的形成会导致氮的缺失。然而，当少量铝的存在不可避免时，合金可以包含以下重量比的铝和氮：0.014≤al/n≤0.6，优选0.014≤al/n≤0.1。该比例确保并非所有的氮都与铝结合，而是留出一些可用于形成，比方说，富钒析出物，由此使所述析出物精细化(refining)和稳定。
如之前提到的，所述钢组合物还可以选择性地包含一种或者一种以上的下列元素：
0至0.25wt.％镍(例如0.02至0.2wt.％镍)
0至0.3wt.％铜(例如0.02至0.2wt.％铜)
0至0.2wt.％钴(例如0.05至0.2wt.％钴)
0至0.1wt.％铝(例如0.05至0.1wt.％铝)
0至0.1wt.％铌(例如0.05至0.1wt.％铌)
0至0.2wt.％钽(例如0.05至0.2wt.％钽)
0至0.035wt.％氮(例如50至350ppm氮)
应当理解，此中涉及的钢合金可以包含不可避免的杂质，尽管这些杂质总计不太可能超过组合物的0.3wt.％。在优选情况下，合金包含不可避免的杂质的含量不超过组合物的0.1wt.％，进一步优选不超过组合物的0.05wt.％。特别是，所述钢组合物还可以包括一种或者一种以上的杂质元素。杂质的非穷尽列表包括，例如：
0至0.025wt.％磷
0至0.015wt.％硫
0至0.04wt.％砷
0至0.075wt.％锡
0至0.075wt.％锑
0至0.002wt.％铅
0至0.003wt.％硼
钢合金组合物优选包括很少量的硫或者不包含硫，例如0至0.015wt.％硫。
钢合金组合物优选包括很少量的磷或者不包含磷，例如0至0.025wt.％磷。
钢合金组合物优选包括≤15ppm氧。氧可作为一种杂质存在。钢合金组合物优选包括≤30ppm钛。钛可作为一种杂质存在。钢合金组合物优选包括≤10ppm硼。硼可作为一种杂质存在，例如，浓度在1-5ppm。
钢合金组合物优选包括≤50ppm钙。钙可作为一种杂质存在，也可以刻意极少量添加，例如1-10ppm。
钢合金组合物可以主要由以上列举元素组成。因此，应当理解，除了这些必要元素之外，组合物中还可以存在其它非特定的元素，只要组合物的本质特性不受这些元素物质存在的(materially)影响。
本发明所述轴承构件的范例包括滚动体(例如，球形、圆柱或圆锥滚动体)、内圈和外圈。本发明还提供一种轴承，包括本文所述的轴承构件。
本文所述的钢合金可以通过对该合金进行连铸(continuouscasting)而形成轴承构件。本发明还提供了轴承构件的制造方法，所述方法包括：
(i)连铸本文所述的钢合金；和
(ii)由连铸钢合金(continuouslycaststeelalloy)形成轴承构件。
本文所述的合金展现出降低的宏观偏析，特别适合于连铸工艺。尤其发现以下(范围内的)mo/si重量比对于降低连铸坯锭或方坯中的偏析是有用的：优选3.5至33.3、进一步优选4至20、更进一步优选5至20、再进一步优选6至20、仍然再进一步优选6至15。虽然不希望受理论束缚，但这些范围内的mo/si之比被确信有助于控制凝固期间完全奥氏体枝晶之间的枝晶间钢液的流动性。此外，出于相同的原因，cr/c重量比优选为2或者2以上。
在轴承构件的制造过程中，所述钢合金组合物可以经受热处理(奥氏体化)，使马氏体起始温度(martensite-starttemperature)受到充分的抑制，从而形成完全的或者基本上完全的贝氏体结构(微观结构)。完全贝氏体结构意味着，在奥氏体化和随后的淬火之后，钢制品保持在刚刚高于马氏体起始温度的温度上，使贝氏体转变得以开始。贝氏体结构精细，使钢具有高硬度。选择性的碳化物/氮化物/碳氮化物也可以存在。
所述钢组合物还被发现适于马氏体热处理(martensiticheattreating)和回火。这种情况下，钢制品，比如各种轴承构件，在奥氏体化之后，以低于马氏体起始温度(典型情况下是在油中)被淬火。所述构件然后可被冷却至室温，继之以在冷水(大约5℃)中冲洗，直至最终的回火步骤。鉴于马氏体硬化工艺比贝氏体转变工艺快，该工艺路径(步骤)在降低成本方面具有优势。所述材料还具有较硬的结构。选择性的碳化物/氮化物/碳氮化物也可以存在于所述微观结构中。钢合金也可以包含混合的马氏体/贝氏体结构，取决于硬度/残余应力分布(profile)之间的理想平衡。同样，选择性的碳化物/氮化物/碳氮化物也可以存在。
mo/si重量比的优化，例如，范围从3.5至33.3、优选从4至20、进一步优选从5至20、更进一步优选从6至20、仍然更进一步优选从6至15，不会对钢的回火抗力(temperingresistance)有不利的影响。作为一种结果，可以在最终贝氏体转变的构件中实现至少60hrc的硬度，同时提供一种专门为连铸设计的钢组合物。上述硬化结构的回火抗力还可以提供优异的耐滚动接触疲劳性。
以下通过实施例结合用于轴承构件的钢合金的适宜热处理来进一步描述本发明。
由本发明所述钢合金制成的轴承构件的奥氏体化(硬化)在典型情况下是在以下温度范围内进行的：800℃-900℃、优选840-900℃、进一步优选840-890℃，持续时间10至70分钟，优选10至60分钟。所述奥氏体细化的富铬碳化物主要存在于奥氏体化阶段的末期，恰在被随后冷却之前。作为一种选择，如前述部分所述，富钒含氮析出物也可以在硬化期间存在。这种钒析出物会有助于细化奥氏体晶粒，特别是在制造厚大截面尺寸的轴承构件、需要更大淬透性从而在典型情况下需要使用更高的奥氏体化温度和/或长保温时间的情况下。细化的晶粒(refinedgrains)将导致最终的轴承钢产品有更好的韧性以及更高的强度和硬度。
在奥氏体化之后，所述轴承构件随即被以合适的介质进行淬火，以便在冷却期间避免所有的重建转变产物(reconstructivetransformationproducts)；并且，钢微观结构中所获的马氏体、贝氏体(贝氏体-铁氧体)，或者这两种结构，在包含马氏体的构件接受回火以后，或者在贝氏体转变停止以后，仅剩有少量的残余奥氏体。之后，所述轴承构件在典型情况下被冷却至室温。
随后，可采用深度冻结和/或回火以进一步减少残余奥氏体含量，这确保了较高的硬度和强度，对滚动接触疲劳的耐性具有积极影响。此外，较低的残余奥氏体含量还被发现能够提高轴承构件的尺寸稳定性，允许构件用于温度高于常规的苛刻轴承应用中。
鉴于碳含量较低，所述钢被发现特别适合于表面感应硬化(surfaceinductionhardening)和回火。在此情况下，微观结构将典型地包括回火马氏体。选择性的碳化物/氮化物/碳氮化物也可以存在。
本发明所述的钢中较低的碳含量还意味着，与具有较高碳含量的传统轴承钢相比，本发明所述的钢对头焊接(butt-weld)更容易。
实施例
现在将参照以下非限制性实施例进一步描述本发明。
钢1，以wt.％计包括
c：0.75
si：0.1
mn：0.8
mo：0.7
cr：1.6
ni：0.1
cu：0.2
v：0.1
p：最多0.01
s：最多0.015
as+sn+sb：最多0.075
pb：最多0.002
al：最多0.050
fe：余量
氧含量水平应小于10ppm，ti含量水平小于30ppm，ca含量水平小于10ppm。氮作为微量元素(traceelement)存在(至少50ppm)。as的最高限是0.04wt.％。
钢2，以wt.％计包括
c：0.75
si：0.05
mn：0.8
mo：0.7
cr：1.6
ni：0.1
cu：0.2
v：0.1
p：最多0.01
s：最多0.015
as+sn+sb：最多0.075
pb：最多0.002
al：最多0.050
fe：余量
氧含量水平应小于10ppm，ti含量水平小于30ppm，ca含量水平小于10ppm。氮作为微量元素存在(至少50ppm)。as的最高限是0.04wt.％。
由以上参考钢组合物1和2制造的完全贝氏体硬化组分展现出约60hrc或更高的硬度。
比较钢1，以wt.％计包括
c：0.75
si：0.2
mn：0.8
mo：0.36
cr：1.6
ni：0.1
cu：0.2
v：0.1
p：最多0.01
s：最多0.015
as+sn+sb：最多0.075
pb：最多0.002
al：最多0.050
fe：余量
氧含量水平应小于10ppm，ti含量水平小于30ppm，ca含量水平小于10ppm。氮作为微量元素存在(至少50ppm)。as的最高限是0.04wt.％。
比较钢2，以wt.％计包括
c：0.75
si：0.35
mn：0.8
mo：0.36
cr：1.6
ni：0.1
cu：0.2
v：0.1
p：最多0.01
s：最多0.015
as+sn+sb：最多0.075
pb：最多0.002
al：最多0.050
fe：余量
氧含量水平应小于10ppm，ti含量水平小于30ppm，ca含量水平小于10ppm。氮作为微量元素存在(至少50ppm)。as的最高限是0.04wt.％。
比较钢3，以wt.％计包括
c：0.75
si：0.05
mn：0.8
mo：0.5
cr：1.6
ni：0.1
cu：0.2
v：0.1
p：最多0.01
s：最多0.015
as+sn+sb：最多0.075
pb：最多0.002
al：最多0.050
fe：余量
氧含量水平应小于10ppm，ti含量水平小于30ppm，ca含量水平小于10ppm。氮作为微量元素存在(至少50ppm)。as的最高限是0.04wt.％。
(我们)研究了在260℃下回火1小时时对硬度保持的影响。对于以上实施例中的参考钢组合物，硬度变化(维氏硬度，δhv)为大约+7.5(钢1)、+4.5(钢2)、0(比较钢1)、+7(比较钢2)、和-3(比较钢3)。因此，钢1和2获得了最好的结果。钢1和2还适合于连铸，因为它们展现出降低的宏观偏析效果。虽然比较钢2也在硬度方面展现出良好的结果，但鉴于该实施例中的高硅含量(期待改善回火抗力)导致相对显著的宏观偏析效果，因此不适合连铸。比较钢1同样如此，尽管程度较低。
在宏观偏析方面还比较下面两个进一步的实施例(v91和v92)。
比较钢v91，以wt.％计包括
c：0.953
si：0.308
mn：0.671
mo：0.245
cr：1.721
ni：0.175
cu：0.155
v：0.01
n：0.0093
al：0.007
nb：0.002
sn：0.012
p：0.017
s：0.009
b：0.0002
as+sn+sb：最多0.075
fe：余量
氧含量水平应小于10ppm，ti含量水平小于30ppm，ca含量水平小于10ppm。as的最高限是0.04wt.％。
钢v92，以wt.％计包括
c：0.749
si：0.134
mn：0.808
mo：0.705
cr：1.593
ni：0.114
cu：0.202
v：0.112
n：0.0049
al：0.007
nb：0.002
sn：0.002
p：0.006
s：0.005
b：0.0003
as+sn+sb：最多0.075
fe：余量
氧含量水平应小于10ppm，ti含量水平小于30ppm，ca含量水平小于10ppm。as的最高限是0.04wt.％。
将这两种钢合金v91和v92在真空中熔融(真空感应熔融)，然后浇铸在砂模中。它们的化学组成如上所述。
在铸造后，将各钢锭的头部和底部切除(sectioned)并丢弃。之后，将钢锭在1200℃下均化(homogenized)最少6小时，然后进行炉冷。
将钢锭进行冷充(cold-charged)(在冷却的状态下感应加热)，并以100℃/小时的速度加热至上述温度。一旦达到期望的温度，保持时间总共为8小时，以确保各钢锭的中心区域(心部)在该温度下至少被热透6小时。
通过使用连续氮气气流来控制炉内气氛，初始流速为28升/分钟。在冷却至室温期间，将氮气流速升至100升/分钟。尽管如此，所述钢锭的冷却速度还是足够低的。
从各钢锭切出两片，然后根据astme381标准在宏观腐蚀之前进行研磨和精磨(精细化抛光)，用以揭示各合金的上述固态结构(solidifiedstructure)。
然后，两种合金的宏观腐蚀截面被加以比较。钢合金v92显示的结构比用于比较的参考钢合金v91精细。
用以形成本发明所述轴承构件的钢合金具有高硬度、相对可焊接性、淬透性和韧性、滚动接触疲劳耐受性、磨损和蠕变耐受性、以及微缺陷耐受性(macro-defecttolerance)。不仅如此，所述轴承构件还在连铸期间展现出降低的偏析。
前文的详细描述通过解释和说明而做出，并非意在限制随附权利要求的范围。本文所示的当前优选实施方式的许多变体对于本领域技术人员来说将是显而易见的，因此处于随附权利要求及其等同要求的保护范围内。