本发明属于渗氮钢技术领域，特别涉及一种高耐磨高强韧高温渗氮钢及其制备方法，属于冶金材料技术领域。
背景技术：
国内外高性能摩擦副用钢的发展趋势主要是高强度、高韧性、高耐磨、耐温以及高疲劳强度超长服役寿命。国内外研制的适合柴油机柱塞套用渗氮钢；易渗氮、硬度高的低铝和无铝新型渗氮钢；渗氮能力强的新型渗氮钢30Cr2MoV；日本研制电厂用新型耐热渗氮钢；2002年欧洲标准化委员会批准9种标准渗氮钢的交货技术条件等。现在高品质渗氮钢已经广泛应用于航空液压泵耐磨零件上。目前在国内航空等领域柱塞泵使用摩擦副用钢多为38CrMoAl，25Cr3Mo，30Cr3MoA。我国航材手册推出四种渗氮钢，其中综合性能、可焊接性能较好的仅有25Cr3MoA一种渗氮钢材料。航空液压泵应用最早且较为广泛38CrMoAlA渗氮钢，它具有优良的渗氮层和心部性能，渗氮层硬度高、耐磨、较高的红硬性和疲劳强度，但是疲劳磨损性能较差。基于英国发动机用材，国内又研制出一种强度高、渗氮硬度略低的25Cr3MoA渗氮钢，并应用于工程实际。38CrMoAl。25Cr3Mo渗氮钢较好满足了使用要求。国内外液压泵关键零部件进行双金属和组合结构的改进，液压元件中耐磨零件材料采用渗氮钢。国外一些国家纷纷开展研制适合不同工况要求的新型渗氮钢并加强标准化及工艺研究，
随着工业发展，摩擦副高速、高赫兹应力、高疲劳强度、高温、耐蚀及减重方面的迫切需要，目前已有的钢种无法满足工况要求。新发明高耐磨高强韧高温渗氮轴承钢，在添加适量的Cr、W元素基础，采用碳氮化物强化机理设计成分，通过表面渗氮工艺，获得表面超高硬度；在合适的热处理工艺下获得精细索氏体基体上沉淀细小弥散的MX、M2X相，从而使钢的芯部具有高强度和高韧性匹配，其抗拉强度Rm≥1300MPa，屈服强度Rp0.2≥1100MPa，其冲击功可达到100J以上。渗碳表面室温硬度可达到950HV以上，并在450℃时保持HRC58以上，同时钢具有一定的耐蚀性能，能够满足新一代航空齿轮以及液压泵摩擦副用钢的服役要求。
随着航空等领域齿轮液压泵等关键部件的发展，要求耐磨零件渗氮材料具有高韧性、高强度、高的耐磨性和抗接触疲劳性能以及尺寸稳定性。为了减少渗碳热处理的变形并同样达到表面耐磨目的而出现渗氮工艺。渗氮可获得高的表面硬度、耐磨性、抗疲劳性能和抗咬合性。钢中加入与氮有强烈亲和力的Al、Cr、Mo、W等合金元素可以防止铁氮化合物易聚集粗化或者分解而导致材料硬度下降。随着工业技术的发展，对渗氮钢的强韧耐冲击，耐接触疲劳，耐粘着和磨粒磨损，耐热，易渗氮性能要求越来越高。就航空柱塞泵而言，国内外泵内关键滑动摩擦副材料均采用软/硬匹配的方式。上世纪80年代英、美研制的PV3-205航空柱塞泵，其泵内柱塞体、分油盖等关键摩擦副主要采用渗碳钢或工具钢，其抗粘着磨损性能较差。俄罗斯对转子、滑靴等软质件由整体铜合金改为双金属材料；而硬质件中的柱塞体则有实心改为空心组合焊接。其转子基体、柱塞体材料首先采用25Cr3Mo，后使用30Cr3MoA，近期使用的是30X3BA(30Cr3WA)渗氮钢，主成分设计：C：0.16～0.25％、Cr：2.8～3.4％、Ni≤0.2％、W：0.6～1.2％、热处理工艺是从870～900℃保温淬火，然后在510～540℃范围回火，该钢种具有良好抗疲劳性能，其抗拉强度Rm达到980MPa以上，其渗氮表面硬度700HV。具有良好的冲击韧性和疲劳性能以及焊接性能，并没有涉及耐磨、接触疲劳性能指标。
现役航空液压泵摩擦副用钢的渗氮表面耐磨粒磨损性能较差，抗接触疲劳性能不足，表面出现了接触疲劳剥落。影响接触疲劳寿命的因素比较多，有载荷、摩擦副硬度匹配、非金属夹杂物、碳化物和材料组织结构等。在确定环境因素下，从材料方面解决渗氮层频发的接触疲劳磨损故障是一个较为理想的途径。还存在一些焊接性能差等工艺性问题，已远不能满足重点型号液压泵对材料性能的要求，从而制约航空液压泵性能、寿命和可靠性的进一步提高。
国内研制并生产的重点型号航空液压泵，其分油盖使用25Cr3MoA、38CrMoAlA渗氮钢。分油盖需要承载转子大比压的推力作用，转子高转速的摩擦热作用，同时在服役过程中还要具有保持支撑、润滑、密封的能力，随着压力和转速增加，分油盖在工作早期就发生严重磨损。当软的铜合金转子端面和硬的渗氮钢表面发生相互摩擦，渗氮钢磨损致使泵的回油量很快上升，降低泵的寿命。现役25Cr3MoA或38CrMoAlA渗氮钢虽有较好的抗粘着磨损能力，但耐磨粒磨损能力相对较差。在分油盖渗氮层表面进行高能N+离子注入强化，可以提高耐磨性。但离子注入工艺生产周期长、费用高、注入层极浅，只有不到1μm，直接影响材料的耐磨持久性。
采用38CrMoAlA材料容易产生焊缝裂纹，而采用25Cr3MoA材料，材料焊接性虽有所改善，但柱塞体在试车或使用中产生焊接疲劳裂纹。因此在材料良好的韧性、耐磨性和接触疲劳性能的基础上，新型渗氮钢还要求具有较好的电子束和扩散焊接性能和抗焊接疲劳裂纹损伤性能。
渗氮钢在泵内的使用问题已成为液压柱塞泵产品生产和延寿的关键技术瓶颈之一。为提高渗氮钢的抗磨粒磨损及抗接触疲劳性能，国内有关单位先后了开展25Cr3MoA渗氮钢进碳氮共渗实验研究；开展了固定支座滚动跑道与滚针的硬度匹配实验研究；开展了型面及尺寸精度实验研究等工作。柱塞泵完成打油功能主要依靠滑动摩擦，而滚动摩擦则起传力和支撑作用。摩擦学资料以及完成的磨损实验表明，滑动摩擦中渗氮钢/(铜合金+固体润滑层)是目前较好的抗粘着摩擦配对。因此国内外航空液压泵柱塞等耐磨零件材料主要采用渗碳钢。提高渗氮钢耐磨与抗接触疲劳性能已经成为关键技术并引起人们的关注。现有渗氮钢已不能满足目前航空液压泵发展的需要，研制一种高压、高速工况下抗粘着和磨粒磨损、强韧性好、耐冲击、接触疲劳好、易渗氮、可组合焊接的新型渗氮钢，解决航空液压泵内关键摩擦副材料与配对材料工艺技术问题。提高航空液压泵关键部件的寿命和可靠性。
发明钢通过化学成分设计与配比精确控制以及超高纯净度、超高均匀性和晶粒细化冶金工艺技术的全流程控制，并经过与之相应最佳渗氮表面硬化工艺以及热处理工艺，使钢获得表面高硬度、芯部高强度与高韧性的良好配合，提高钢的耐粘着磨损、磨料磨损、疲劳磨损以及抗疲劳性能。
技术实现要素：
本发明目的在于提供一一种高耐磨高强韧高温渗氮钢及其制备方法，使其同时具备高强度、高硬度、高韧性、高温性能。
本发明的高耐磨高强韧高温渗氮轴承钢化学成分重量百分含量为：C：0.27～0.32％，Mn：≤0.5％，Si：≤0.5％，Cr：2.5～3.8％，Ni：≤0.05％，Mo：≤0.1％、V：0.30～0.70％，W：0.60～1.2％，Nb：0.02～0.08％，V/Nb控制在25～35，[O]+[N]+[H]≤0.0040％。其余为Fe及不可避免的杂质。
本发明采用弥散碳化物强化机理设计钢种化学成分，通过添加C—Cr—W元素，使钢获得良好强韧性能；通过添加Cr—W—V—Nb元素，使钢获得良好高温性能；通过添加C—Cr—Nb—V—W元素，并经过渗氮处理和合适的温度淬回火，在马氏体基体上沉淀析出细小、弥散的第二相，使钢获得高强度、表面高硬度和高韧性的良好配合。
C元素在加热过程中促进奥氏体的形成，在热处理后使钢获得高硬度。C与Cr、Mo等元素形成碳化物提高钢的硬度和抗拉强度，降低钢的屈强比，提高钢的抗热性和抗磨损性能，并有利于形成表面渗碳层。但过多的C会形成大颗粒碳化物并降低钢的断裂韧性，本专利要求合金中的C含量不小于0.27％，上限不超过0.32％。
Cr元素作为发明钢中主要合金元素，Cr合金元素加入可保证钢具有一定的耐蚀性能，在钢中与碳结合形成碳化物产生二次硬化，同时也提高钢的淬透性能。但加入过高的Cr会导致钢形成残余奥氏体和铁素体和网状M23C6碳化物，Cr控制范围在2.5～3.8％之间。
W为发明钢主要强化元素。与Mo作用相似，一方面固溶强化，另一方面，形成Fe2W，对钢产生强化作用。W具有较小扩散系数，可以抑制碳化物生成与凝聚，W抑制Fe2W粗大化。加入W可以提高钢耐磨性及高温性能，加入W量增大，生成碳化物不易扩散，降低加工性能及其钢的韧性，采用W取代Mo元素，可提高空心柱塞电子束焊接后的疲劳性能，将W控制在0.60～1.20％。
V、Nb为发明钢添加合金元素，V、Nb提高了形成MC碳化物的能力，经渗氮处理有利于形成细小均匀并且十分稳定的(V、Nb)N复合碳化物，从而获得表层超高硬度。V、Nb都有细化晶粒、提高强度的作用，再加上Cr、W元素的作用，使钢的芯部具有了超高强度和高韧性，过量V、Nb合金元素加入将形成大颗粒一次碳化物，影响钢的韧性。故V、Nb加入范围控制在V：0.60～0.90％，Nb：0.02～0.08％，其中V/Nb控制在25～35。
为了保证钢的高性能，将硫、磷和砷锡钛铋铅等杂质元素等控制在下列水平：即S+P≤0.010％、As+Sn+Ti+Sb+Pb≤0.060％。同时真空冶炼后氧、氮、氢含量不高于0.0040％，即[O]+[N]+[H]≤0.0040％。
本发明制备工艺：成分配比与控制→真空冶炼→钢锭热加工成材→钢材表面硬化处理→钢材热处理。钢采用真空感应炉熔炼与真空自耗炉重熔工艺相结合超纯净冶炼工艺，工艺中控制的技术参数如下：
(1)成分配比与控制：选用低硫磷和低杂质含量的金属料作为原材料进行钢的化学成分设计与精确控制，其中硫磷控制：S+P≤0.010％；砷锡钛铋铅杂质含量控制：As+Sn+Ti+Sb+Pb≤0.060％。
(2)真空冶炼：采用真空感应和真空自耗重熔工艺相结合超纯净冶炼工艺，自耗锭应在加热温度1200℃～1250℃，保温时间20～30小时进行高温扩散均质化处理，真空冶炼后钢锭中[O]+[N]+[H]≤0.0040％。
(3)锻造或轧制工艺：自耗锭应在随后在1000℃～1150℃之间进行锻造(轧制)热加工。热加工后进行600℃～700℃退火；其中要求终锻温度850℃～900℃；晶粒度6～8级。钢锭镦拔次数2～3次，钢锭在锻造过程中变形比8～12。
(4)钢材热处理：热加工试件经过940℃～960℃正火后进行加工，随后经过860℃～880℃油淬，经过500℃～560℃回火处理。
(5)钢材表面硬化处理：采用渗氮工艺进行表面硬化处理，520℃～560℃渗氮，渗氮厚度0.3mm～0.8mm。钢材在热处理过程中，其回火和深冷次数2次～4次。
热处理后达到的性能：抗拉强度Rm不小于1300MPa，屈服强度R0.2P不小于1100MPa，冲击功AKU不小于150J；渗碳表面室温硬度不小于63HRC；300℃温度保温不少于100小时，渗碳表面室温硬度不小于62HRC，冲击功AKU不小于140J。
本发明与现有技术相比具有超高强度、高硬度、高韧性以及良好的高温性能。
优点在于，可以满足服役过程中承受高温及磨损环境作用的新一代轴承等摩擦副用钢的要求，达到高强度、高硬度、高韧性、高温性能、良好抗摩擦磨损性能的良好配合。
具体实施方式
具体实施方式采用真空感应炉熔炼加真空自耗重熔冶炼了5炉发明钢和2炉对比钢，采用二种自耗锭型，化学成分见表1。表2为发明钢与对比钢的力学性能对比表，
表1发明钢与对比钢化学成分范围(重量％)；余量Fe
从表2可以看出，相比6#(30Cr3Mo)对比钢、7#(32Cr3MoA)对比渗氮钢，发明钢加入W元素后，在一定强度水平上，韧性指标显著提高，当发明钢中W含量达到0.6％～1.2％时，抗拉强度Rm达到1320MPa，冲击功AKU均超过150J，最高达到190J。加入W超过1.2％，可以提高表面硬度和高温性能，但韧性有所下降。相比俄罗斯8#30X3BA(30Cr3WA)渗氮对比钢，本发明钢经过洁净均匀化处理和微合金化处理，其抗拉强度达到132OMPa以上，冲击功达到150J，强度与韧性高于8#对比钢。
表2发明钢与对比钢强度与韧性对比表
表3为发明钢与对比钢的硬度、高温处理后硬度及冲击功和磨损率对比表。所述列表中，序号1～5#为本发明实施例，6#、7#、8#分别为对比钢，其中6#(30Cr3Mo)对比钢，数据来自专利试验结果报告，7#为根据32Cr3MoV公布成分范围冶炼的对比钢，8#是30X3BA(30Cr3WA)试验对比钢,将钢锭分别锻造成直径为60mm的钢棒，本发明钢经过860～880℃、1h的热处理后，后油淬，再进行530℃～550℃×2h的回火处理。其中6#对比钢(32Cr3MoV)热处理制度为900℃～940℃油+560℃×2h。对发明钢和对比钢分别进行拉伸、U型缺口冲击以及硬度的测试。高温性能采用长时间加热后的硬度和冲击功测试结果表征，加热设备为箱式电阻炉。试验条件：加热温度300±3℃；保温时间不小于100小时。测试试样的硬度和冲击功。
从表3中可以看到，与6#和7#及8#对比钢相比，发明钢表面硬度和芯部硬度与对比钢相当，发明刚和对比钢都具有较好的高温性能，300℃保温100小时能保持芯部硬度36HRC，冲击功100J以上。发明钢的旋转弯曲疲劳性能与7#及8#对比钢相当，但同样在循坏应力600MPa作用下焊后空心试件疲劳性能发明钢却高于8#对比钢，与7#和8#对比钢相比，发明钢的抗磨损性能高于8#对比钢，源于发明钢具有低杂质、微偏析、精细组织和无缺陷的渗氮结构，发明刚具有抗粘着磨损、磨料磨损及疲劳磨损。
表3，发明钢与对比钢硬度与磨损率对比表