本发明总体涉及冶金领域，并且涉及用于硬化的轴承组成部件的轴承钢组合物(composition)，其中碳含量近似等于共析点处的碳含量。
背景技术：
轴承是允许在两个部件之间(发生)受限相对运动的装置。滚动轴承包括内圈、外圈以及设置在这二者之间的多个滚动体(球或滚子)。为了长期的可靠性和性能，重要的是各种元件对滚动接触疲劳有抵抗力(/能够抵抗滚动接触疲劳)。
对于轴承圈的壁厚相对大的大型轴承来说，轴承钢的重要特性是淬透性(hardenability)，即在经过热处理工艺以后合金硬化所能达到的深度。常用来制造大型轴承的轴承圈的轴承钢的一个示例为din1.3536(100crmo7-3(w5))。在wo2014049032中公开了具有优异淬透性的轴承钢的另一个示例。
大型轴承的常见应用是用在风力涡轮机中，例如主轴轴承。这些轴承常需要在高载荷下和极端环境条件下运行。于是耐腐蚀性是制造轴承圈的轴承钢的另一个重要特性。在高疲劳载荷下，还重要的是，材料对于微观结构中的缺陷(诸如非金属夹杂物和微裂纹)具有高耐受性，以抵抗裂纹扩展和断裂。换言之，韧性(toughness)是又一个重要的属性。
在一些应用中，组成部件可能需要抵抗应力(不论是残余的和/或外部施加的)和腐蚀两者的组合作用(/影响)，即，抗应力腐蚀开裂性(stresscorrosioncrackingresistance，其中stresscorrosioncracking被简称为scc)。
在确定(/限定)出将优异的淬透性与优异的韧性和耐腐蚀性结合的钢合金的方面，仍存在改进的余地。
技术实现要素：
本发明涉及一种钢合金，包括：
0.7至0.9wt.％碳，
0.1至0.35wt.％硅，
0.7至1.2wt.％锰，
1.0至2.0wt.％铬，
0.1至0.35wt.％钼，
0.2至0.6wt.％镍，
0.4至1.2wt.％铜，
0至0.15wt.％钒，
0至0.15wt.％铌，
0至0.15wt.％钽，
0至0.2wt.％钴，
0至0.1wt.％铝，
0至0.05wt.％磷，
0至0.03wt.％硫，
0至0.075wt.％锡，
0至0.075wt.％锑，
0至0.04wt.％砷，
0至0.01wt.％铅，
至多(upto)350ppm氮，
至多100ppm氧，
至多50ppm钙，
至多50ppm硼，
至多50ppm钛，
余量(balance)的铁，以及任何其它不可避免的杂质。
具体实施方式
现将进一步描述本发明。在下面的段落中更详细地限定了本发明的不同方面。除非有明确相反的指示，否则如此限定的各方面可以与任何其它一个或多个方面组合。特别地，被指示为优选或有利的任何特征可以与被指示为优选或有利的任何其它一个或多个特征组合。
在本发明中，钢合金包含0.7至0.9wt.％碳(“wt.％碳”意思是指“重量百分比的碳”，以下同理)，优选0.75至0.85wt.％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”)。近共析轴承钢(near-eutectoidbearingsteel)的相对低的碳含量对于韧性而言是有利的，但是相对较低的碳浓度可能会使马氏体起始温度(ms)提高，使得精细的(fine)贝氏体(贝氏体-铁氧体)变得难以获得。为了避免这个潜在的问题，例如通过与钒(进行)微合金化(的方式)，所述组合物(composition)的一些实施方式被设计成允许使用相对高的奥氏体化温度而没有过度的奥氏体晶粒生长。
此外，相对低的碳含量使得钢特别适于连铸，尽管也可以适用诸如(钢)锭浇铸(ingotcasting)等的其它工艺路线(/途径)。在任何情况下，在奥氏体化期间的奥氏体碳含量被限制为最大0.7wt.％，优选不多于0.6wt.％，更优选为大约0.55wt.％。另外，所述合金被设计成使得在奥氏体化之后(仅有)极少或者没有(littleorno)渗碳体被剩留未溶解。
该钢合金包含1.0至2.0wt.％铬，优选为1.2至1.8wt.％铬。
该钢合金包含0.1至0.35wt.％钼，优选为0.15至0.35wt.％钼。钼可以起到避免晶界脆化和增加淬透性的作用。钼还增大了钢的微观组织的耐回火性，但(钼)却是昂贵的合金元素。考虑到在本发明中铜和镍的含量相对高，因此钼的合金含量可以被保持得相对低。
该钢合金包含0.1至0.35wt.％硅，优选0.15至0.3wt.％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(precipitation)和碳化物的形成。然而，由于该元素(/硅)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余(retain)更多的奥氏体。由此可以减少钢的硅浓度以降低残余奥氏体含量。在一个实施方式中，钢合金包含0.15至0.2wt.％硅。
该钢合金组合物包含0.7至1.2wt.％锰，优选0.7至1.0wt.％锰。锰的作用是增加奥氏体相对于铁素体的稳定性。锰还可以起到改善淬透性的作用。
该钢合金组合物包含0.2至0.6wt.％镍，优选0.25至0.5wt.％镍。
该钢合金组合物包含0.4至1.2wt.％铜，优选0.5至1.0wt.％铜。
铜和镍两者都是奥氏体稳定剂(stabilisers)，并且还改善了淬透性。此外，镍的添加可以改善轴承钢微观结构的耐腐蚀性，但主要是添加以防止在钢的热加工期间的热脆性(hot-shortness)。当由本发明的钢制成的组成部件(例如滚动轴承)在腐蚀性环境中工作时，铜的存在被认为是有益的。在轴承中使用的润滑剂可以包括含硫添加剂，或者钢可以包括非金属夹杂物(non-metallicinclusions)例如硫化锰(mns)。因此，如果铜离子溶解在润滑剂/腐蚀介质中，则它们(/铜离子)可以通过形成不可溶的(/不溶性的)硫化铜来抑制溶解的硫物质(sulphurspecies)对腐蚀坑引发(corrosionpitinitiation)的有害影响。
优选的是，钢合金含有比例为大约2：1的铜和镍，以改善热加工性。
铜和镍这两者的添加还被发现在降低ms温度方面非常有效。
马氏体起始温度趋于随着碳含量的增大而降低。在碳含量接近(/朝向)(towards)较低范围(即0.7至0.8wt.％)的钢合金的实施方式中，可能必要的是在例如900℃的相对高的温度下奥氏体化并在温度下浸泡(soak)相对较长时间，以确保能够得到更多的固溶(形式/状态的)碳(carboninsolidsolution)。于是先前的奥氏体晶粒的过度生长是个风险。
因此，在一些实施方式中，添加微合金化元素以防止在硬化期间(发生)任何可能的过度晶粒生长。微合金化元素选自钒、铌和钽中的一种或多种，并以总量在0.08wt.％至0.15wt.％之间而存在，优选以总量在0.08wt.％至0.12wt.％之间而存在。
例如，与钒(进行)合金化能够形成富v析出物，然后富v析出物在奥氏体化过程中钉扎(pin)先前的奥氏体晶粒。这种析出物的大小范围(至多)多达(upto)50nm。此外，微合金化添加剂(/添加物)改善了硬化的钢的强度和硬度，从而导致对滚动接触疲劳有更好的抵抗性。
在一个示例(/实施例)中，该合金组合物含有钒、铌和钽。铌和钽在富钒析出物中的有意溶解是有利的，因为这使它们更稳定。
在一些实施方式中，氮被添加，使得钢合金包含50至350ppm氮，优选包含100至350ppm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，合金可以仍然必定包含至少50ppm氮。
在包括了钒和添加的氮的钢合金的实施例中，富钒和富氮析出物的形成比钒的碳化物(vanadiumcarbides)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(/给定分数)(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。富钒和富氮析出物还更有助于加强轴承钢的结构。
优选的是，钢合金包括不多于0.1wt.％铝。更优选的是，钢没有(/不含)铝。铝的存在是不期望的，因为铝的氮化物(aluminiumnitrides)的形成可能会导致氮的缺失。然而，当少量铝的存在不可避免时，所述合金适当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(boundto)，而是留出一些可用于(形成)，比方说，富v(钒)析出物，由此使它们(/所述析出物)精细化(refining)和稳定。
如所提到的，所述钢组合物还可以选择性地包含以下元素中的一种或多种：
0至0.15wt.％钒(例如0.08至0.15wt.％钒)，
0至0.15wt.％铌(例如0.05至0.1wt.％铌)，
0至0.15wt.％钽(例如0.05至0.1wt.％钽)，
0至0.2wt.％钴(例如0.05至0.2wt.％钴)，
0至0.1wt.％铝(例如0.03至0.05wt.％铝)，
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多种杂质元素。杂质的非穷尽列表包括，例如：
0至0.05wt.％磷，
0至0.03wt.％硫，
0至0.04wt.％砷，
0至0.075wt.％锡，
0至0.075wt.％锑，
0至0.01wt.％铅，
0至0.005wt.％硼，
至多350ppm氮，
至多100ppm氧，
至多50ppm钙，
至多50ppm硼，
至多50ppm钛。
钢合金组合物可以实质上由(以上)列举的元素组成。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(/指定)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。
根据本发明的钢合金优选具有这样的微观结构，包括：(i)马氏体(通常为回火马氏体)和/或贝氏体铁素体(bainiticferrite)，(ii)碳化物和/或碳氮化物，和(iii)任选的一些残余奥氏体。残余奥氏体的含量少(/低水平)(lowlevel)是有利的，这是因为它改善了轴承组成部件的尺寸稳定性。该微观结构还可以包括氮化物。
钢合金的结构可以通过传统的微观结构特征化(/表征)技术，例如光学显微镜检查、tem、sem、ap-fim和x射线衍射、包括这些技术中的两种或更多种的组合来确定。
硬化的钢合金通常将展现出高硬度和/或尺寸稳定性。这意味着该钢合金可以有效地应用于制造例如滚动轴承的组成部件。该钢合金通常是轴承钢合金。该钢合金还可以用于制造轴、齿轮、发动机组成部件、轮端组成部件(wheelendcomponents)和直线运动产品，诸如球和滚子丝杠。
根据本发明的另一方面，提供了一种轴承组成部件，其包括如本文所述的钢合金。钢(/钢合金)可以被用于的轴承组成部件的示例包括：滚动体(例如，为球，或者为圆柱、圆锥、圆环或球面滚子)、内圈和外圈。本发明还提供了一种轴承，其包括如本文所述的轴承组成部件。
现将参照(/结合)通过实施例而提供的钢合金的适宜热处理来进一步描述本发明。
根据本发明的钢合金通常在硬化之前受到传统的(/常规的)球化退火(spheroidising-annealing)工艺(/处理)。还可以在球化退火之前实施传统的正火(normalising)热处理工艺。
硬化通常将至少需要微观结构的部分奥氏体化。这可以通过例如将轴承组成部件保持在850至895℃的温度范围内、优选持续15至120分钟来实现。典型的先前奥氏体晶粒尺寸小于20μm。一些碳化物在奥氏体化期间保持未溶解。这样的碳化物例如是m3c(富铁)和m7c3(富铬)。在这种情况下典型的碳化物尺寸为至多(upto)3μm，优选为大约1μm。
之后，如果需要贝氏体转变，则通常使轴承组成部件在合适的介质中淬火(quenched)，所述介质例如为油(通常用于马氏体硬化)，或者在盐浴(saltbath)中(淬火)。
如果需要马氏体微观结构，则通常将组成部件在低于ms温度(的情况下)淬火。然而，在一些情况下，尤其是在处理具有较厚壁部的较大型的轴承组成部件时，在随后(进行)的淬火之前，可以使组成部件在刚刚高于ms温度的温度下平衡(equilibrated)足够的持续时间，以获得期望的微观结构。在任何情况下，淬火(后)未回火的马氏体(as-quenched，untemperedmartensite)通常会接着进行回火(tempering)步骤。
马氏体硬化例如可以通过穿透硬化(throughhardening)或表面感应硬化来实现。在这种情况下，材料将优选在硬化之前进行韧化回火(tough-tempered)。
贝氏体硬化通常包括将奥氏体化的轴承组成部件淬火降低至刚刚高于奥氏体晶体(/基体)(austenitematrix)的温度(ms)的温度。然后可以将所述组成部件等温地保持温度，保持10分钟至(upto)24小时/阶段(perstage)的时间。贝氏体硬化(转变)过程例如可以包括一个、两个或三个转变阶段，(这些转变阶段)全部在不同的温度下进行。转变阶段的典型温度范围是175至270℃。目的是优化硬度和总体转变时间。在贝氏体转变已停止之后，通常将组成部件冷却至室温。
可选择的是，奥氏体化的轴承组成部件可以被硬化，使得获得混合的马氏体-贝氏体微观结构。
另外，可以在轴承组成部件上施加冻结处理(freezingtreatments)，(在冻结处理之后)通常接着进行回火。这样的处理在使最终的轴承组成部件中的残余奥氏体最小化的方面是有益的，以提供最大的尺寸稳定性。
优选的是，硬化的轴承组成部件没有或者实质上没有残余奥氏体。
可选择的是，钢合金或轴承组成部件可以受到表面改性(处理)(surfacemodifications)，(表面改性可以)无论是热化学的、还是机械的、或者是这两者。可以应用这样的工艺来增加轴承组成部件的性能。这样的工艺的示例包括碳氮共渗和抛光(burnishing)。
现将参照以下非限制性实施例进一步描述本发明。
实施例
在本加工(work)中使用具有以下目标化学组合物的钢：(wt.％)0.8c-1.7cr-0.8mn-0.6cu-0.3ni-0.3si-0.27mo-0.1v(钢a)。由钢a制成的样本的化学分析显示存在其它元素：(wt.％)0.003p-0.001s-0.024al-0.001ti-0.002o。余量由铁与任何不可避免的杂质一起形成。钢a适用于大型轴承圈的生产，并且具有高的淬透性。对于组合物而言的预期理想临界直径(expectedidealcriticaldiameter)为124.1mm(参见c.f.jatczak(所著的)：高碳钢中的淬透性(hardenabilityinhighcarbonsteel)，冶金学会刊(metallurgicaltransactions)，卷4：2267-2277，1973)。
作为参考，使用具有等同碳水平(/含量)的已知钢，其具有以下组合物：(wt.％)0.8c-1.7cr-0.8mn-0.2cu-0.1ni-0.3si-0.25mo-0.1v(钢b)。由钢b制成的样本的化学分析显示存在其它元素：(wt.％)0.003p-0.001s-0.029al-0.001ti-0.002o。余量由铁与任何不可避免的杂质一起形成。对于组合物而言的预期理想临界直径为113.7mm。
因此，根据本发明的钢a展现出更好的(/更优秀的)(superior)淬透性。
钢a和钢b被以相同的方式制备。将各组合物真空感应熔融(/熔炼)，并铸造成每个为100kg、厚度为大约80mm的(钢)锭。将(钢)锭均(质)化(homogenised)然后退火，以使材料软化。在退火之后，从钢a和钢b的(钢)锭切除出块。然后对所述块进行热轧以生产出厚度为大约20mm的板(材)。使用如上所述的传统工艺以相同的方式对这些板进行热处理，包括以下步骤：
正火；
球化退火；
马氏体硬化；
回火。
对钢a和钢b的试验样本进行钝缺口冲击试验(bluntnotchimpacttest)以量化韧性。这两种钢均展现出良好的韧性，这可以被认为是由于碳含量而造成的，该碳含量与传统的轴承钢相比相对低。
还对钢a和钢b的试验样本进行腐蚀试验，通过将试样(coupons)浸入nacl的水溶液(ph7)(持续)60分钟(来进行)。钢a展现出更优秀的耐腐蚀性。
因此根据本发明的钢a使优异的淬透性与优异的韧性和耐腐蚀性结合。
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型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。