高硬度高耐磨高氮马氏体不锈轴承钢及其制备方法
【专利摘要】一种高硬度高耐磨高氮马氏体不锈轴承钢及其制备方法，属于合金钢技术领域。该轴承钢的化学成分重量％为：C：0.65％～1.25％，Cr：13.00％～20.00％，Mo：0.15～4.50％，N：0.05～0.50％，V：0.03～1.20％，Nb≤0.1％，Si≤1.00％，Mn≤1.00％，其余为Fe及不可避免的不纯物，并且Ti≤0.0020％，Al：≤0.008％，P≤0.010％，S≤0.008％，Cu≤0.25％，Ni≤0.30％，Ca≤0.001％，As≤0.04％，Sn≤0.03％，Sb≤0.005％，Pb≤0.002％，其中0.8％≤C+N≤1.50％。本发明系列化高氮轴承钢表面硬度可以达到62HRC以上、耐蚀性能比传统高碳高铬轴承钢高出50倍以上、最高使用温度可达350℃，传统高碳高铬轴承钢疲劳寿命L10的10倍左右。
【专利说明】
高硬度高耐磨高氮马氏体不锈轴承钢及其制备方法
技术领域
[0001] 本发明属于合金钢技术领域，特别是提供了一种高硬度高耐磨高氮马氏体不锈轴 承钢及其制备方法，适用于轴承领域用的耐高温、耐腐蚀、高硬度、高耐磨和长寿命的高氮 马氏体不锈轴承钢及制备方法。
【背景技术】
[0002] 随着轴承承载能力、旋转速度、使用寿命和可靠性的增加，特别是航空航天、精密 机床、核动力和石油钻井等领域使用轴承，要具有更高承载能力、耐温、耐蚀、耐磨、低噪音 和超长接触疲劳寿命等性能，对轴承内外圈及滚动体用钢提出了比传统不锈轴承钢的组织 结构和性能控制更加严格的要求。
[0003] 传统不锈轴承钢主要是高碳高铬轴承钢G95Crl8或G102Crl8Mo。该钢经淬火和低 温回火（150~200°C)后，具有较高的硬度(58~61HRC)、较高耐磨性和在一般腐蚀条件下具 有良好的耐蚀性。但是尚碳尚络具有自身先天缺点：（1)组织结构中存在粗大共晶碳化物： 由于高碳高铬轴承钢G95Crl8或G102Crl8M 〇中含有高的碳和铬含量，首先不可避免的在凝 固过程中生成尺寸达到25微米以上的大块共晶碳化物，其危害程度远远超过轴承钢中夹杂 物的影响，所以尚碳尚络轴承钢中的碳化物超越夹杂物成为控制轴承钢接触疲劳寿命的关 键因素。其次在轴承加工制造和应用过程中，这种粗大碳化物不仅会引起轴承钢表面裂纹 等表面加工缺陷、加工精度和机加工效率，而且会引起使用过程中的较高的噪音与发热，从 而限制了不锈轴承在高转速条件下的使用，也会使轴承钢表层的应力集中和裂纹形核并扩 展，从而导致轴承钢的表面起裂和剥落，成为造成不锈轴承失效的主要因素。（2)耐温和耐 蚀性能不足:对于轴承钢而言，轴承钢表面硬度是保证轴承钢疲劳寿命和耐磨性的关键力 学性能指标，需要在一定的温度下保证轴承表面硬度高于58HRC。而高碳高铬轴承钢 G95Crl8或G102Crl8Mo在200°C以上高温回火后硬度小于58HRC，因此无法满足航空航天、高 速精密机床、核动力及石油钻井等轴承对长时间或短暂时间内对高温(200°C以上)应用要 求。目前美国Latrabe公司开发的轴承钢使用温度已经达到了500°C，远远超过了传统高碳 高铬轴承钢的使用温度。另外G95Crl8(G102Crl8M 〇)钢在氯离子存在的环境下，其耐蚀性也 达不到航空航天、海洋装备、核动力以及石油钻井等条件下石油轴承的要求，为此国外开发 了耐蚀性能比传统高碳高铬轴承钢高出近100倍室温高氮不锈轴承钢Cr 〇nidur30(含氮超 过0.05%即可称为高氮不锈钢）。（3)表面硬度有待进一步提高:传统高碳高铬轴承钢淬火 和回火后的室温硬度一般在58~60HRC，已经不能满足现代超长寿命轴承对轴承钢表面62-65HRC超高硬度要求。为了提高轴承钢表面硬度，国内外开发了多种渗碳轴承钢和全淬透轴 承钢的表面超硬化热处理工艺，实现了轴承钢表面硬度可以稳定达到62HRC以上。因此开发 表面超高硬度高碳高铬轴承钢和表面超硬化热处理工艺也成为未来轴承钢材料设计的一 个重要方向。
[0004] 为了克服传统高碳高铬轴承钢G95Crl8或G102Crl8M〇的以上缺陷，国内外进行了 大量新型不锈轴承钢的改进和新型合金化的研发工作。（1)降碳降铬合金化研究:为了减少 大块共晶碳化物的影响，国内外开发了一系列降碳、降铬的不锈轴承钢，如降低传统高碳高 铬轴承钢中的碳含量以减少大块碳化物，并取得了一定的进展。如中国研发钢种G65Crl4Mo (GB/T 3086)、美国DD400和日本7Crl3等，主要化学成分是：C:0.45~0.90% ;Cr:13.00~ 18.00 % ; Mo: 0~1.20 %及V: 0.2~0.6 %。即通过降碳降铬，使钢中共晶碳化物虽得到明显 改善，静音效果提高。但由于其硬度和耐蚀性能与G95Crl8(G102Crl8M 〇)相当，同样不适合 在高温下和苛刻腐蚀环境中使用。（2)提高耐温耐蚀性能研究:为了满足高温腐蚀环境下的 使用要求，国内外也开发了许多全淬透高温不锈轴承钢和渗碳高温不锈轴承钢等，耐热温 度达到300°C以上，如BG42等全淬透高碳高铬高温不锈轴承钢，耐温达到480°C。此类钢的成 分特点是添加高C、高0、1〇、1、0)、￥等合金元素，达到耐高温、耐磨及耐蚀等目的。8642的主 要化学成分为：(： ：1.10~1.20%;0:14.00~15.00%;]\1〇 :3.75~4.25%;￥:1.10~1.30%。 BG42经淬火和高温回火后的硬度达到62HRC以上，其硬度、耐蚀、耐磨、耐氧化和抗回火软化 性能均优于9Crl8(9Crl8Mo)钢。但是由于其碳含量和合金元素较高，热加工性能较差，钢中 也存在粗大共晶碳化物，影响接触疲劳等性能。另外还有表面渗碳型型高温不锈轴承钢，如 CSS-42L型的高温不锈渗碳轴承钢钢种。此类钢的成分特点是采用低C、高Cr、Ni、Mo、W、Co、 V、Nb等合金元素，经表面渗碳或碳氮共渗热处理后，达到表面高硬度、耐磨、心部高韧性，以 及耐高温及耐蚀等目的。CSS-42L的主要化学成分为：C : 0.10~0.25 % ; Cr : 13.00~ 16.00%;Ni:1.75~2.75%;Co :11.00~14.00%;Mo:3.00~5.00%;V :0.40~0.80%;Nb: 0.01~0.05。该钢经渗碳淬火和500 °C高温回火后的表面硬度达到65HRC以上，500 °C下表面 高温硬度大于58HRC，耐蚀、耐磨和接触疲劳性能等均优于G95Crl8(G102Crl8M〇)。但此类钢 工艺复杂、成本高、而且对于一些薄壁或球形零部件(滚珠)难以渗碳，因此无法满足要求。
[0005] 鉴于传统的高碳高铬不锈轴承用钢很难满足更高的技术需求和苛刻的工作环境， 人们开始致力于研究和开发新型轴承用钢铁材料。国内外近年来开发了一系列高耐蚀的高 氮不锈轴承钢，如Cronidur30高氮轴承钢。此类钢是在中低碳(C0.00 ~0.65 % )马氏体不锈 钢的基础上加入一定0.10~0.50%的氮，从而获得较高的硬度和耐蚀、耐温等性能。其中典 型钢种有欧洲的〇〇111(1111'15、0〇111(111120和0〇111(11^30，这些钢需要采用加压电渣炉冶炼， 其化学成分为C:0.10~0.40%、Cr :14.50~16.00%、Mo:0.95~1.10%、N:0.35~0.44%， 要求钢中C+N为0.6~0.8 %，热处理后硬度达到58-60HRC，具有耐温性能达到300°C。同时由 于高氮轴承钢中高的N含量，轴承钢的组织均匀细小，静音性能优良，耐蚀性能也优异。另外 美国的440N-DUR?，也是高氮不锈钢，含有15.00%0不锈钢，并添加(：、11〇等元素，典型化 学成分为(： :0.58%;0:15%;]\1〇:0.5%4 :0.17%。经淬火低温回火后硬度大于60冊(：，450 °C高温回火后硬度仍可大于SSHRCj^N-DUR?钢的碳化物尺寸分布、耐蚀性能和热处理性 能优于G95Crl8(G102Crl8M 〇)。研究结果表明，高氮不锈钢是一种集碳化物充分细化、耐高 温、高强度、高耐腐蚀能力、优异耐磨性、良好韧性及加工性能于一体的优质轴承钢，但上述 欧洲与美国公司研发的几种高氮不锈轴承钢存在一个缺点就是表面硬度仅仅在58-60HRC， 表面硬度偏低，耐磨性不足，无法满足长寿命轴承的高载荷、高转速和超长接触疲劳寿命的 使用要求。
【发明内容】
[0006] 本发明的目的在于提供一种高硬度高耐磨高氮马氏体不锈轴承钢及其制备方法， 针对上述国内外开发的传统高碳高铬不锈轴承钢，仅考虑轴承钢的共晶碳化物改善、耐温 和耐蚀性能等的提尚，以及现代含氣（尚氣)轴承钢要承受尚载荷、尚转速、尚耐磨和长寿命 特点，未来轴承钢要同时具有表面超高硬度、高耐磨性、高耐温耐蚀和长寿命等综合性能的 全淬透性不锈轴承钢。
[0007] 该钢具有高硬度、高耐磨、耐温耐蚀和长接触疲劳寿命。主要用于航空航天、海洋 平台、核动力和石油钻井等领域，需要在高负载、苛刻腐蚀环境中长时间运转的轴承零件。 本发明通过C、N、Cr、Mo、V、Nb的合金化设计，形成发明钢的主体合金化元素，主要应用在轴 承钢领域。在科学的制备方法和热处理工艺保障下，轴承钢具有耐高温、耐腐蚀、高硬度和 长寿命的特点。
[0008] 本发明的高氮马氏体不锈轴承钢化学成分（重量％ )为：C:0.65%~1.25%，Cr: 13.00%~20.00%，Μ〇:0·15~4.50%，Ν:0·05~0.50%，V:0.03~1.20%，Nb彡0.1%，Si彡 1.00%，Mn彡1.00%，余为Fe及不可避免的不纯物，并且Ti彡0.0020%，AK〇 .008%，P彡 0.010% ,S^O.008% ,Cu^O.25%,Ni^O.30% ,Ca^O.001 % ,As^O.04% ,Sn^O.03%,Sb 彡0.005%，？13彡0.002%。其中0.8%彡0+~彡1.50%，而0+~总量的下线0.8%是为了保证轴 承钢表面高硬度和高耐蚀性能，而上线1.50%是为了控制钢中残余奥氏体含量不大于 20%。本发明轴承钢在N含量为0.05-0.25%的轴承钢可以通过常压感应冶炼或可以通过加 压感应设备冶炼，而N含量为0.25-0.5 %的轴承钢则需要加压感应设备冶炼。两种冶炼方式 生产的轴承钢，也可以通过进一步电渣重熔处理，达到轴承钢夹杂物和碳化物的细质化和 均匀化，实现高氮轴承钢寿命的进一步提升。本发明系列化高氮轴承钢表面硬度可以达到 62HRC以上、耐蚀性能比传统高碳高铬轴承钢高出50倍以上、最高使用温度可达350°C，具有 比传统高碳高铬更高的接触疲劳寿命，是传统高碳高铬轴承钢疲劳寿命LlO的10倍左右。
[0009] 在冶炼方式上，本发明高氮轴承钢在N含量为0.05-0.25%的轴承钢可以通过常压 感应冶炼或可以通过加压感应设备冶炼，而N含量为0.25-0.5%的轴承钢则需要加压感应 设备冶炼。两种冶炼方式生产的轴承钢，也可以通过进一步电渣重熔处理，达到轴承钢夹杂 物和碳化物的细质化和均匀化，实现高氮轴承钢寿命的进一步提升;在锻造工艺上，进行〇-3次墩拔处理、控锻控冷与组织细化热处理相结合，以细化碳化物和基体组织，实现夹杂物、 碳化物和基体组织的细质化与均匀化，达到碳化物的颗粒尺寸小于15微米，晶粒度达到8级 以上。
[0010] 本发明钢化学成分的设计思路:通过(：、1(>、1〇和￥合金化设计，形成发明钢的主 体合金化元素，保证轴承钢的耐高温、耐腐蚀、高硬度，其中C含量控制主要为了获得超高硬 度和优异耐磨性，N的加入不仅获得高硬度和耐磨性，更主要的是为了形成细小的氮化物和 碳氮化物;添加 Cr和Mo元素主要是为了提高发明钢的耐蚀性能和细小、弥散的碳化物、碳氮 化物和适量残余奥氏体，从而获得超高硬度、耐磨、耐蚀、耐温和长寿命的不锈轴承钢。因此 本发明各元素的作用及配比依据如下：
[0011] C是奥氏体稳定化元素，也是碳化物和碳氮化物的形成元素，起到马氏体固溶强化 和析出物弥散强化作用。C含量越多，淬火后的马氏体硬度和耐磨性越高，但过高的C含量会 降低钢的韧性和耐蚀性，因此C含量应控制在0.65%~1.25% ;
[0012] N是奥氏体稳定化元素，也是马氏体固溶强化和析出强化元素。N含量越多，提高钢 的强度、硬度和耐蚀性能，但过高增加制备难度，且增加残余奥氏体含量，降低轴承钢的尺 寸稳定性。N应控制在0.05~0.50 %，且0.8%彡C+N彡1.50 %，以保证高硬度、高耐蚀与残余 奥氏体含量不高于20%。
[0013] Cr是不锈钢的耐蚀合金化设计的主要元素，其固溶含量要达到12.5%以上才能保 证钢的耐蚀性能，同时也是提高发明钢淬透性能和淬硬性能的元素。随着Cr含量提高，钢的 耐蚀性能和淬透淬硬性能性能提高，但是过高Cr含量会促进高温铁素体形成和影响钢中碳 化物的类型与尺寸控制，因此要求13% ?Χ20%;
[0014] Mo是铁素体形成、固溶强化、碳化物和碳氮化物形成元素，也是提高耐蚀性的主要 元素，与C、N形成碳化物和碳氮化物产生二次硬化，以提高钢的耐温性能。但Mo太高也易出 现铁素体，反而降低钢的强度和韧性，Mo应控制在0.15-4.50%;
[0015] V和Nb是强碳化物形成元素，有细化晶粒、提高强度和耐热性能。过量V影响钢的韧 性和加工性能，因此V控制在0.03-1.20%，Nb控制在不超过0.1 %。
[0016] Si和Mn:在以上耐温、耐蚀、高硬度等主体元素设计的基础上，可以适当添加 Si、Mn 等元素，以进一步提升钢的硬度和淬透淬硬性能，但过高会影响耐温、耐蚀性能，因而要求 Si彡 1.00%，Mn彡 1.00%〇
[0017] 同时为了保证钢的冷热加工及接触疲劳性能，将Ti、Al、P、S、Cu、Ni、Ca、As、Sn、Sb、 Pb等杂质元素等控制在下列水平:Ti彡0·0020%，A1彡0·008%，P彡0·010%，S彡0.008%， Cu^O. 25 % ,Ni ^0.30 % ,Ca^0.00 1 % ,As^0.0 4 % ,Sn^0.0 3 % ,Sb^0.00 5 % ,Pb^ 0.002%。根据以上设计，本发明钢的化学成分设计如下:C:0.65%~1.25%，Cr:13.00%~ 20.00%，Μ〇:0·15~4·50%，Ν:0·05~0.50%，V:0.03~1.20%，Nb彡0.1%，Si彡1·00%，Μη <1.00%，其余为Fe及不可避免的不纯物。
[0018]本发明钢的制备方法：
[0019] (1)原材料精选及成分配比：选择杂质元素低的含?〇、0、]/[0、￥、他、(：、1'1的合金或金 属原材料，按照化学成分质量百分数设计如下:C:0.65%~1.25%，Cr: 13.00%~20.00%， Μο:0· 15~4.50%，Ν:0·05~0.50%，V:0.03~1.20%，Nb彡0· 1%，Si彡1.00%，Mn彡 1.00%，其余为Fe及不可避免的不纯物进行配比。
[0020] (2)冶炼及浇注：当N含量在0.05-0.25 %时采用常压感应冶炼，而N含量在0.25-0.5 %之间则采用加压感应设备冶炼;在冶炼过程中，先将Fe、Cr、Mo、V加入炉中-抽真空5 分钟后给电熔化-熔清后真空度小于IlPa下精炼20分钟-加 Si、加 C-破空充氮气，加 Mn、 FeCrN后，进行1-100个标准大气压下冶炼10~20分钟-降温出钢，浇注钢锭。
[0021] (3)热加工工艺：钢锭加热到1150 ± 50°C，保温1~2h后锻造成材，终锻温度彡800 ~900°C，锻后退火。退火工艺为钢锭加热到850±50°C保温4h后降到750±50°C保温4h后再 降到650°C后空冷。在锻造工艺上，可要求进行墩拔处理、控锻控冷与组织细化热处理相结 合，以进一步细化碳化物和基体组织，实现夹杂物、碳化物和基体组织的细质化与均匀化， 达到碳化物的颗粒尺寸小于15微米，晶粒度达到8级以上。
[0022] (4)热处理工艺：采用900°C~1100°C油淬，-73~-196°C冷处理，180±10°C低温回 火或500±10°C高温回火。淬火、深冷、回火热处理后硬度要求彡60HRC。具体工艺如表1所 不。
[0023]表1发明钢与对比钢的热处理工艺设计
【附图说明】
[0025] 图1为本发明高氮轴承钢（1#)根据表1工艺进行球化退火处理后的组织结构图。
[0026] 图2为本发明高氮轴承钢(3#)根据表1工艺进行球化退火处理后的组织结构图。
[0027] 图3为本发明高氮轴承钢(7#)根据表1工艺进行球化退火处理后的组织结构图。 [0028]图4为对比钢(8#)根据表1工艺进行球化退火处理后的组织结构图。
[0029] 图5为对比钢(9#)根据表1工艺进行球化退火处理后的组织结构图。
[0030] 图6为对比钢（10#)根据表1工艺进行退火处理后球化退火组织结构图。
[0031] 图7为本发明高氮轴承钢(2#)根据表1工艺进行淬火低温回火的组织结构图。
[0032] 图8为本发明高氮轴承钢(4#)根据表1工艺进行淬火低温回火的组织结构图。
[0033] 图9为本发明高氮轴承钢(6#)根据表1工艺进行淬火低温回火的组织结构图
[0034] 图10为对比钢9Crl8Mo( 10#)根据表1工艺进行淬火低温回火的组织结构图。
[0035]图11为本发明高氮轴承钢(5#)与对比钢9Crl8Mo(10#)淬火低温回火状态下的接 触疲劳寿命对比图。
[0036]图12为本发明高氮轴承钢(3#，5#)与对比钢9Crl8Mo(10#)淬火低温回火状态下耐 蚀性对比图。
【具体实施方式】
[0037] 发明钢与对比钢的化学成分见表2,其中1-7#发明钢和8~10号对比钢，采用50公 斤感应炉冶炼。其中2#、4#和8#采用加压感应炉冶炼，其余采用常压感应炉冶炼。8#、9#和 10#分别为高氮钢Cronidur30,7Crl4Mo和9Crl8Mo三种对比钢。
[0038] 1-10#钢的试样取自tp30mm锻制圆棒，l-io#钢经表1所示的不同热处理工艺处理 后，进行高氮轴承钢与对比钢的微观组织结构、表面硬度、奥氏体含量、耐磨性能测定。其中 耐磨性能在ML-IO型磨料磨损试验机检测，接触疲劳寿命Lio通过4GPa接触应力下推力片实 验测定，耐蚀性能通过电极电位测定。图1-图6给出了发明钢的球化退火组织结构与对比钢 组织结构对比，图7~图10给出了本发明高氮轴承钢与对比钢经过表1淬火低回工艺3的马 氏体和碳化物的组织结构图。
[0039]表2化学成分，单位:质量百分数％
[0041 ] 图1-6给出了 1#、3#、7#、8#、9#和10#钢根据表1工艺进行球化退火处理后的组织结 构图。可以看出，与传统尚碳尚络轴承钢（10#)相比，尚氣轴承钢（1#、3#、7#、8#)与降碳后的 不锈轴承钢7Crl4Mo均具有非常细小的碳化物。说明高氮轴承钢可以通过C和N结合，细化碳 化物尺寸，并促进碳化物均匀分布。定量分析结果表明，高氮钢和7Crl4Mo钢的碳化物晶粒 最大尺寸小于10微米，而9Crl8Mo钢的晶粒尺寸最大超过20微米。
[0042] 图1-6本发明高氮轴承钢（1#、3#、7#)与对比钢Crnicur30(8#)和7Crl4Mo(9#)及 9Crl8Mo( 10#)的球化退火组织对比图
[0043] 图7-图10给出了2#、4#、6#和10#钢根据表1淬火低回工艺3处理后的组织结构图 片。可以看出，高氮轴承钢(2#、4#、6#)和9Crl8Mo均为马氏体组织与基体上分布碳化物。其 中9Crl8Mo的马氏体组织上具有较大的碳化物，而其他试验钢的碳化物均比较细小。本发明 钢均可以获得高硬度马氏体和细小碳化物(碳氮化物)的组织，这为发明钢的高硬度和高耐 磨性提供了良好的组织结构。
[0044] 同样对2#、4#、6#和10#钢根据表1淬火低回工艺9处理后的组织结构表征，也得到 高氮轴承钢(2#、4#、6#)和9Crl8Mo经过淬火+低温处理+高温回火后，与图7~图10所示的淬 火+低温处理+低温回火组织基本一样，均为马氏体组织与基体上分布碳化物。同样9Crl8Mo 的马氏体组织上也具有较大的碳化物，而其他试验钢的碳化物均也比较细小。说明发明钢 淬火+低温处理+高温回火均可以获得高硬度马氏体和细小碳化物(碳氮化物)的组织，这为 发明钢的无论是高温回火，还是低温回火都可以得到高硬度和高耐磨性的组织结构。
[0045] 图7-图10本发明高氮轴承钢(2#、4#、6#)与对比钢9Crl8Mo(10#)的淬火低温回火 的组织结构对比图
[0046]利用表1的热处理工艺1-12,进行热处理实验，结果发现发明钢的硬度均可以达到 60HRC以上的高硬度。表3给出了发明钢在表1所示的淬火低回工艺3和淬火高回工艺9等两 种工艺条件下的硬度测试结果。可以看出，发明钢在所采取的热处理工艺条件下(淬火低温 回火或淬火高温回火)可以获得硬度60-66HRC，远远高于对比钢高碳高铬轴承钢7Crl4M 〇和 9Cr 18Mo的58-60HRC的硬度，显示出发明钢具有更高的硬度。这与图7~图10给出的发明钢 中具有较细的碳化物和纳米级碳氮化物的析出相关。同时发明钢的硬度也远远高于 Cronidur30高氮轴承钢，这与发明钢具有较高的碳含量和C、N元素的总量有关有关。因为发 明钢的C、N含量总和不低于0.8%，而Cronidur30钢C、N总量仅仅为0.65%。另外利用磨粒磨 损的结果也表明，发明钢的耐磨性能也优于对比钢。这种高的耐磨性可能与发明钢具有更 高的硬度和更细小均匀的碳化物存在直接关系。
[0047] 表3热处理工艺3和热处理工艺9处理下发明钢与对比钢的硬度测试结果（10个硬 度平均）
[0049] 通过高温硬度计和推力片实验，对表1所示的热处理工艺9处理的5#钢进行了发明 钢耐温性能和接触疲劳性能的研究。结果发现，5#号钢在室温、250°C、350°C和450°C的不同 测试温度条件下分别具有63.8HRC、61.5HRC、58.5HRC和57. OHRC的硬度，表明其最高使用温 度可以达到350°C (使用硬度不低于58HRC)，远远高出9Crl8M〇的最高使用温度180°C。另外 4· OGPa接触疲劳应力下的推力片实验表明，热处理工艺9处理的5#样具有接触疲劳寿命LlO 为7.0 X IO7次，远远高出9Crl8Mo的接触疲劳寿命LlO值0.7 X IO7次。因此通过高N合金化，可 以将9Cr 18Mo钢的接触疲劳寿命提高10倍左右，如图11所示。通过耐蚀实验得到了发明钢与 对比钢的耐蚀性能结果，如图12所示。可以看出发明钢的耐蚀性能与Cronidur30相当，但远 远优于高碳高铬不锈轴承钢。以上两个实验结果表明，氮合金化不仅大幅提升轴承钢的接 触疲劳寿命还显著改善了轴承钢的耐蚀性能。
【主权项】
1. 一种高硬度高耐磨高氮马氏体不锈轴承钢，其特征在于，化学成分重量百分数设计 如下：C:0.65%~1.25%，Cr:13.00%~20.00%，Μ〇:0·15~4.50%，Ν:0·05~0.50%，V: 0.03~1.20%，Nb彡0.1 %，Si彡1.00%，Mn彡1.00%，余为Fe及不可避免的不纯物。2. -种权利要求1所述的高硬度高耐磨高氮马氏体不锈轴承钢的制备方法，其特征在 于，工艺步骤及控制的技术参数如下： (1) 原材料精选及成分配比：选择杂质元素低的含?6、0、]?〇、￥、他、(：、1'1的合金或金属原 材料，按照化学成分重量百分数设计如下:C: 0.65 %~1.25 %，Cr: 13.00 %~20.00 %，Mo: 0.15~4.50%，Ν:0·05~0.50%，V:0.03~1.20%，Nb彡0.1%，Si彡1.00%，Mn彡1.00%，余 为Fe及不可避免的不纯物进行配比； (2) 冶炼及浇注：当N含量在0.05-0.25 %时采用常压感应冶炼，而N含量在0.25-0.5 % 之间则采用加压感应设备冶炼;在冶炼过程中，先将Fe、Cr、Mo、V加入炉中-抽真空5分钟后 给电熔化-熔清后真空度小于llPa下精炼20分钟-加 Si、加 C-破空充氮气，加 Mn、FeCrN 后，进行1-100个标准大气压下冶炼10~20分钟-降温出钢，浇注钢锭； (3) 热加工工艺：钢锭加热到1150 ± 50°C，保温1~2h后锻造成材，终锻温度彡800~900 。(：，锻后退火;退火工艺为钢锭加热到850±50°C保温4h后降到750±50°C保温4h后再降到 650°C后空冷;在锻造工艺上，要求进行墩拔处理、控锻控冷与组织细化热处理相结合，以进 一步细化碳化物和基体组织，实现夹杂物、碳化物和基体组织的细质化与均匀化，达到碳化 物的颗粒尺寸小于15微米，晶粒度达到8级以上； (4) 热处理工艺：采用900°C~1100°C油淬，-73~-196°C以下冷处理，180±10°C低温回 火或500 ± 10 °C高温回火;淬火、深冷、回火热处理后硬度要求彡60HRC。
【文档编号】C22C38/44GK106086631SQ201610712698
【公开日】2016年11月9日
【申请日】2016年8月23日
【发明人】曹文全, 徐海峰, 俞峰, 许达
【申请人】钢铁研究总院