一种高温轴承钢及其洁净均匀化制备方法与流程

本发明属于合金钢技术领域，特别涉及一种高温轴承钢及其洁净均匀化制备方法，使该钢具有优异疲劳性能。

背景技术：

高性能轴承作为航天航空、高速列车、交通车辆、冶金及工程机械传动系统的关键构件，其不仅是整机性能、寿命和可靠性的制约因素，同时影响整机的稳定性、安全性。随着传递能量增加，转速、温度和寿命增加，要求轴承具有更高承载能力，即轴承钢室温与高温高强度，表面超硬化；轴承在高承载、高速、高温状态下能够连续稳定可靠的工作，轴承钢在高承载和高温状态下的高可靠性、长寿命、高稳定性显得至关重要。

高温轴承钢作为一种高淬透性钢，是一种典型的高温马氏体轴承钢，高温轴承钢热硬度依赖于碳化钼等碳化物。其热处理奥氏体化过程中，大约质量分数3％～4％的富mo型m2c、富v型mc和富cr型m6c没有溶解。钢进行淬火至室温，回火550℃，-75℃低温，再次550℃回火，形成由未溶碳化物、马氏体和约10％以下残余奥氏体所组成的微观组织。二次硬化是在540～550℃范围内回火2h，然后空冷至室温。高温轴承钢疲劳寿命随硬度的增大而增大。若不进行低温处理，通过反复回火处理降低奥氏体含量，回火温度为550℃，空冷至室温，高温轴承钢残余奥氏体含量降至4％以下，从而在使用过程中提高尺寸稳定性，增强韧性。m50可连续使用的最高温度为300℃。硬度是关键因素，即使是在常温下工作，接触疲劳寿命也会随着硬度增加到54hrc以上而提高，而m50通常通过淬硬达到至少58hrc。由于m50具有较高的滚动接触疲劳寿命。

美国和欧州高温轴承钢标准或者技术条件在钢种水平、冶金质量及其尺寸精度方面的要求逐渐形成共性。采用高洁净度均匀化制备工艺，控制夹杂物和碳化物尺寸、数量及分布，显著提高钢的接触疲劳寿命和弯曲疲劳极限强度。航空或汽车轴承由高温轴承钢制造，轴承钢洁净度与表面硬度高，组织均匀性和抗疲劳性能好。尽管美国、欧洲在高性能轴承材料方面遵循的标准不同，选用轴承材料也有所差异。冶金质量与精细组织显著影响航空航天等高性能轴承的可靠安全性为人们所共识。我国发动机以及传动系统上的轴承，因服役环境温度条件限制广泛选用8cr4mo4v、w9cr4v2mo和g13cr4mo4ni4v等高温轴承用钢。另外，国内外轴承使用工况不同，如我国高温轴承相比国外其服役环境更为苛刻与复杂，表现为运行时间较长，温度变化较大，系统环境等影响作用等。对高温轴承钢提出更高和更为综合的性能与质量要求。从航空航天服役过程来看，基于轴承钢的良好的工艺性能和力学性能，高温轴承钢的接触疲劳性能和弯曲疲劳性能显得更为重要。国内对高温轴承钢进行力学性能和疲劳性能测试，并对其弯曲和接触疲劳性能进行分析。但基于成分与工艺优化所获得综合力学性能以及优异疲劳性能还未见报导。

技术实现要素：

本发明的目的在于提供一种高温轴承钢及其洁净均匀化制备方法，承受载荷，尺寸稳定且具有优异的疲劳性能高温轴承钢。通过化学成分设计与配比精确控制以及高纯净度、高均匀性和晶粒细化工艺技术的控制，并经过与之相应最佳热处理工艺，使钢获得高强度与表面高硬度以及尺寸稳定性、超长接触疲劳寿命和较高弯曲疲劳强度的良好配合。

本发明所采用的技术方案的思路是：

本发明钢高温轴承钢化学成分质量百分数为：c：0.80～0.85％，mn：≤0.35％，si：≤0.25％，cr：4.00～4.25％，mo：4.00～4.50％，v：0.90～1.10％，ni：≤0.15％，w：≤0.25％，nb：≤0.040％，al：≤0.010％，ca：≤0.001％，ti：≤0.0040％，o：≤0.0007％，n：≤0.0020％，h：≤0.001％，余量为fe及不可避免的杂质。其中，10c/(v+mo+cr)为0.8～0.9。上述各元素的作用及配比依据如下：

c元素为发明钢主要合金元素，主要固溶强化和碳化物形成元素。c与cr、mo、v等元素形成碳化物提高钢的硬度和抗磨损性能。为保证足够的硬度和抗磨损性能，c含量须在0.80％以上；但过多的c会形成共晶碳化物并降低钢的力学性能和耐蚀性，钢中存在的c含量上限不超过0.85％。

si、mn：导致渗碳层容易氧化，降低渗碳层韧性，降低轴承接触疲劳强度。尽管si具有抗回火性能与强化基体的作用，为保证轴承钢渗层韧性，si、mn含量应控制在0.35％以下。

cr元素为发明钢主要合金元素，能够有效提高钢的淬透性并形成稳定的碳化物。提高强度和耐磨性，进而提高滚动接触疲劳寿命，但加入过高的cr会导致钢中残留形成残余奥氏体和铁素体和网状m23c6碳化物，降低钢的硬度和耐蚀性。因此，cr含量应控制在4.00～4.25％范围内。

mo元素为发明钢主要合金元素，能够有效钢的淬透性并形成稳定的碳化物，改善钢的抗热和回火性能。扩大钝化范围并增加抗腐蚀性能。mo一方面固溶强化，另一方面，产生弥散强化。由于mo合金化的m2x相具有极高的稳定性，减缓了形成m23c6碳化物过程，提高了钢的回火稳定性。低于0.30％时上述作用不明显；过高mo将导致钢的韧性下降，含量不超过4.50％，mo是一种铁素体稳定元素可促进晶界铁素体薄膜形成，降低热塑性和韧性。因此mo含量限定在4.00～4.50％范围内。

v元素为发明钢主要合金元素，提高了形成mc碳化物的能力，与c结合所形成的细小弥散碳化物可阻止加热时晶粒长大，起细晶强化和沉淀强化的作用，从而可同时提高钢的耐磨性和抗疲劳性能。v含量低于0.90％，作用不明显；v含量高于1.10％,形成大颗粒一次碳化物，降低钢的疲劳性能。故v加入范围控制在0.90～1.10％。

v、nb，经渗碳处理有利于形成细小均匀并且十分稳定的(v、nb)c复合碳化物，从而获得高硬度。mo、v、nb都有细化晶粒、提高强度的作用，高温时形成细小均匀并且十分稳定的(v、nb)c碳氮化物能够细化大锭型钢中碳化物并抑制大钢锭加工过程晶粒长大，可以提高钢的强度，进而提高钢的疲劳性能。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。nb元素控制在0.04％以内。

p、s、[o]、[n]、[h]：上述元素达到一定量将降低轴承钢的韧性和疲劳性能。p、s在钢液凝固时形成微观偏析，在奥氏体后温度加热时偏聚到晶界，增加钢的脆性。[o]元素容易形成氧化物夹杂，显著影响轴承钢疲劳性能，[n]、[h]元素容易在晶界偏析，从而降低钢的接触疲劳疲劳性能。因此，该钢控制[n]+[o]+[h]+p+s≤0.0090％，as+sn+sb+pb+bi≤0.010％，不变形夹杂物尺度不大于6μm；碳化物尺寸不大于30μm，晶粒度细于8级，残余奥氏体低于2％。

该钢适用于承受300℃高温和抗疲劳的零部件，要求所采用的材料必须具有良好的高温性能配合和较高的渗碳表面硬度，以及良好的疲劳性能；该钢控制室温抗拉强度rm≥2600mpa，300℃抗拉强度rm≥2200mpa，室温表面硬度≥62hrc，300℃高温硬度≥58hrc。

该钢适用于制造服役过程要求尺寸稳定的零部件。在20～100℃温度范围内，4000mpa应力和循环次数10⁹试样尺寸变化率小于0.01％。

该钢主要适用于长期服役过程中要求抗疲劳的零部件。接触疲劳寿命在5000mpa应力下循环次数达到10⁸；循环次数10⁷下弯曲疲劳极限强度不小于1000mpa。

本发明的所述高温轴承钢的洁净均匀化制备工艺包括:工艺：原材料准备→真空感应炉浇注电极棒→空冷→车光→真空自耗重熔→钢锭退火车光→锻造→轧制成材→退火。采用原材料控制有害元素和真空感应+真空自耗两联或者真空感应+电渣重熔+真空自耗三联高纯冶炼方法；工艺步骤中控制的技术参数如下：自耗锭进行高温扩散处理，温度范围1160～1210℃，加热保温时间为30～60小时；自耗锭高温扩散后首先通过快锻机进行二次以上镦拔均匀化变形并开坯，开始锻或轧温度控制在1100℃～1160℃范围内。终锻或轧温度控制在850℃～900℃范围内。本发明工艺的设计思路如下：

(l)通过cr-ni-mo成分设计、超纯冶炼和热加工工艺优化，钢的主成分控制范围(c：0.80～0.85％，cr：4.00～4.25％，mo：4.00～4.50％，v：0.90～1.10％)；真空自耗冷却水入口温度≤30℃。真空自耗设定熔速3-6kg/min；开锻温度为1100～1160℃，采用热处理制度：1090℃～1110℃淬火，零下73℃冷处理及550℃回火，提高轴承钢的强度以及硬度。

(2)在大锭型高温轴承钢中加入0.01～0.04％的微量元素nb合金元素，辅之1160℃～1210℃高温扩散、两次以上镦拔以及锻造加工工艺，从而保证碳化物尺寸细于30μm和奥氏体晶粒度大于8级，提高钢的强度和韧性以及疲劳性能；

(3)采取超纯冶炼(真空感应熔炼真空度≤5pa，真空自耗工作真空度≤0.4pa)，控制钢中氧氮氢和杂质元素，使夹杂物尺度不大于6μm；提高钢的尺寸稳定性、抗冲击性能和疲劳性能。本发明的关键之处是基于设计的材料成分控制范围，冶金质量控制和冶炼、热加工、热处理工艺的有机结合，突出表现在材料组织细小、均匀和稳定性，材料硬度与强度等方面的稳定控制，进而提高接触疲劳性能与旋弯疲劳性能。结果在获得高硬度和高强度的同时，显著提高轴承钢接触和弯曲疲劳性能，使钢在服役过程中具有优异的抗疲劳破坏性能。

本发明采用原材料控制有害元素和真空感应+真空自耗两联或者真空感应+电渣重熔+真空自耗三联高纯冶炼方法，确保夹杂物尺度不大于6μm；对自耗锭进行高温扩散处理，温度范围1160～1210℃，加热保温时间不低于30小时；自耗锭高温扩散后首先通过快锻机进行二次以上镦拔均匀化变形并开坯，锻造轧制成各种规格的棒材等产品，开始锻(轧)温度控制在1100℃～1160℃范围内，成锭过程控制和锻造变形工艺优化保证轴承钢的均匀性；铌、钒复合加入在不同温度范围内将弥散析出mc第二相，碳化物尺寸控制在30μm以内，如图1所示。终锻(轧)温度控制在850℃～900℃范围内，确保晶粒度在8级以上，见图2；控制残余奥氏体量并提高钢的表面硬度，确保材料尺寸稳定性。发明钢与现有技术相比具有承受疲劳载荷、尺寸稳定、弯曲疲劳强度极限高、接触疲劳寿命长的优点。发明钢不但残奥较少，晶粒细小，组织精细、强度和疲劳性能获得大幅度提高，从而保证高温轴承长的服役寿命。

本发明的优点在于,与现有技术先比具有室温和300℃高强度、高硬度、耐磨、高的旋转弯曲疲劳极限强度、优异疲劳性能及良好尺寸稳定性能与工艺适应性的良好配合。

附图说明

图1为高温轴承钢组织金相照片图。

图2为高温轴承钢组织金相照片图(5μm)。

图3为高温轴承钢晶粒度图。淬火温度：1100℃晶粒度：9.5级。

图4为高温轴承钢晶粒度图。淬火温度：1110℃晶粒度：9级。

具体实施方式

根据本发明所设计的化学成分范围，在1吨真空感应炉和真空自耗炉上冶炼了4炉(编号1～4)发明钢，此外3组cr－mo-v对比钢(编号5～7)，其具体化学成分如表1所示，发明钢p、s元素含量明显低于对比钢。发明钢双真空冶炼、浇注成锭，并经高温扩散，镦拔变形和锻造开坯，最终锻造轧制成φ120和φ80棒料。发明钢和对比钢加工成标准室温拉伸试样、夏比缺口冲击试样、硬度试样、金相试样、滚动接触疲劳试样以及旋弯疲劳试样。本发明钢和对比钢采取热处理制度：经1090℃油淬后深冷通过550℃回火，测定晶粒度的试样经过研磨、抛光，并经过饱和苦味酸水溶液腐蚀后，利用截线法进行测量，碳化物和夹杂物尺度测定采用扫描电镜和图像分析仪。

发明钢与对比钢强度、硬度、夹杂物、碳化物、晶粒度测试结果见表2。从表2可以看出，发明钢的抗拉强度不小于2600mpa、冲击功不小于12j，明显高于对比钢；发明钢的晶粒度在8级以上，达到9级，而对比钢在7级左右。本发明钢洁净度高，夹杂物最大尺寸不大于6μm，碳化物弥散分布，最大碳化物尺寸不大于30μm，明显优于对比钢，降温到1090℃油冷，最后经550℃、2小时回火后空冷，进行试样表面硬度测试。发明钢和对比钢试样硬度有一定区别，发明钢表面硬度在hrc62以上，高于对比钢。

表1发明钢和对比钢化学成分(％)余量fe

表2发明钢与对比钢强度、韧性、硬度、夹杂物、碳化物、晶粒度

对发明钢和对比钢试样的残余奥氏体进行测量后发现，发明钢残余奥氏体量均不大于2％，明显低于对比钢，见表3。

将渗碳热处理后的滚动接触疲劳试样进行研磨加工成最终尺寸后，在滚动接触疲劳试验机上测定接触疲劳寿命，设定应力5gpa，将渗碳热处理后的滚动接触疲劳试样进行研磨加工成最终尺寸后，在旋转弯曲疲劳试验机上进行测定，发明钢和对比钢按照gb4337一84进行旋转弯曲疲劳实验。实验速度为5000rpm，试样数量为22根。疲劳实验进行试样失效或达到10⁷次时为止。实验采用升降法测定钢的疲劳极限表征钢的抗弯曲疲劳性能，旋弯和接触疲劳性能的试验结果见表3，发明钢的额定接触疲劳寿命(l10)是对比钢4倍左右，明显高于对比钢。发明钢旋转弯曲疲劳极限为1000mpa以上，明显高于对比钢。

材料尺寸稳定性测定在接触疲劳试样上进行，在循环应力4000mpa，循环次数为10⁹的条件下，在试样上测量滚道尺寸变化δl，试样直径lo为10mm，则尺寸稳定性表征为滚道尺寸变化δl与试样直径lo的比值，计算见式1，测试结果见表3。

结果发现，发明钢尺寸稳定性不大于0.010％，明显好于对比钢。

表3发明钢与对比钢残奥、尺寸稳定性、旋弯强度、接触疲劳寿命

从表2、表3可以看出，与对比钢相比较。发明钢表现出良好的尺寸稳定性及其超长的接触疲劳寿命和优异的抗旋弯疲劳性能。