一种高强高韧耐蚀高温轴承齿轮钢及制备方法

摘要

一种高强高韧耐蚀高温轴承齿轮钢及制备方法，属于轴承齿轮钢技术领域。该轴承齿轮钢化学元素重量百分配比为：C：0.10～0.22％，Mn：≤0.5％，Si：≤0.5％，Cr：12.0～15.0％，Ni：1.50～3.00％，Mo：4.00～6.00％、V：0.50～0.90％，Co：12.0～15.0％，W：0.30～2.00％，Nb：0.02～0.08％，其中V/Nb：25～35，Mo/W：6～12，Co/Mo：2～3，Cr+6Si+4Mo+1.5W+11V+5Nb≤52％，40C+2Mn+4Ni+30N+2Co≥42％，[O]+[N]+[H]≤0.0040％。余量为Fe及不可避免的杂质。工艺为：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。优点在于，可以满足服役过程中承受高温及腐蚀环境作用的新一代轴承齿轮钢的要求，达到高强度、高硬度、高韧性、高温性能、耐腐蚀性能的良好配合。

权利要求

1.一种高强高韧耐蚀高温轴承齿轮钢，其特征在于，化学元素重量百分配比为：C：

0.10～0.22%，Mn：≤0.5%，Si：≤0.5%，Cr：12.0～15.0%，Ni：1.50～3.00%，Mo：4.00～

6.00%、V：0.50～0.90%，Co：12.0～15.0%，W：0.30～2.00%，Nb：0.02～0.08%，余量为Fe及不可避免的杂质；

V/Nb：25 ～ 35，Mo/W：6~12，Co/Mo：2~3，Cr+6Si+4Mo+1.5W+11V+5Nb ≤ 52 ％，

40C+2Mn+4Ni+30N+2Co≥42%。

2.一种制备权利要求1所述的高强高韧耐蚀高温轴承齿轮钢的方法，其特征在于，工艺步骤为：（1）成分配比与控制：C：0.10～0.22%，Mn：≤0.5%，Si：≤0.5%，Cr：12.0～15.0%，Ni：1.50 ～ 3.00%，Mo：4.00 ～ 6.00%、V：0.50～ 0.90%，Co：12.0～ 15.0%，W：0.30 ～

2.00%，Nb：0.02～0.08%，余量为Fe，硫磷控制：S＋P ≤0.010%；砷锡钛铋铅杂质含量控制：As+Sn+Ti+Bi+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；

（3）钢锭热加工成材：包括高温扩散工艺和锻造或轧制工艺，其中高温扩散要求加热温度1200℃~1300℃，保温时间为20~50h，锻造工艺要求钢锭加热温度在1000℃~1150℃，锻后进行600℃~700℃退火，要求终锻温度范围为850℃～900℃；晶粒度细于6级；

（4）钢的表面硬化处理：采用渗碳工艺进行表面硬化处理，940℃~980℃渗碳，碳势控制范围1.1～0.4%，渗碳厚度1.4mm～2.2mm；

（5）钢的热处理：采用1000℃~1150℃油淬，随后进行-80℃~-100℃温度范围的深冷处理工艺，并经过500℃~530℃回火处理；

步骤（2）中，真空冶炼后钢锭中[O]＋[N]＋[H]≤0.0040%；

步骤（3）中,钢锭镦拔次数为2～4次，钢锭在锻造过程中变形比为8～10；

步骤（5）中，钢材在热处理过程中其回火和深冷次数为2～4次，抗拉强度不小于

1800MPa，屈服强度不小于1400MPa，芯部硬度不低于50HRC，冲击功不小于70J，断裂韧性不

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小于110MPa m ；渗碳表面室温硬度不小于65HRC，当500℃保温100～110h，其表面室温硬度不小于60HRC，冲击功不小于60J。

说明书

一种高强高韧耐蚀高温轴承齿轮钢及制备方法

技术领域

[0001] 本发明属于轴承齿轮钢技术领域，特别涉及一种高强高韧耐蚀高温轴承齿轮钢及制备方法。

背景技术

[0002] 国内外高性能轴承齿轮钢的发展趋势主要是高强度、高表面硬度、高断裂韧性、耐磨、耐蚀、耐温以及高疲劳强度超长服役寿命。早期GCr15轴承钢和AISI9310齿轮钢分别为高碳整体硬化钢和低碳表面硬化钢，低温回火后常温下使用，具有低合金元素含量，中等强度和硬度，其耐蚀性能较差，使用温度较低。随后发展的轴承钢M50和轴承齿轮钢CBS600、CBS1000M、M50NiL，中等合金元素含量，并采用二次硬化机理，其主要特征是高温性能提高。500℃以上高温回火，可在315℃～480℃温度范围内稳定使用，但其耐蚀性能仍然较差。

[0003] 随着工业发展，轴承齿轮具有高速、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新一代轴承齿轮的工况要求。新发明高强高韧耐蚀高温轴承齿轮钢，在添加适量的Cr元素，获得要求的耐蚀性能基础上，采用碳化物和金属间化合物复合强化机理设计成分，添加一定量的强碳化物形成元素，通过表面渗碳工艺，获得表面超高硬度；添加高量Co细化M2X相，在合适的热处理工艺下获得低碳马氏体基体上沉淀细小弥散的M2X相，从而使钢的芯部具有超高强度和高韧性匹配，其抗拉强度1/2
Rm≥1800MPa，屈服强度Rp0.2≥1400MPa，其断裂韧性KIC值可达到110MPa.m 以上。渗碳表面室温硬度可达到HRC65以上，并在500℃时保持HRC58以上，同时钢具有良好的耐蚀性能，能够满足新一代轴承齿轮用钢的服役要求。

[0004] 近年来，在高硬度高温耐蚀轴承钢和高强韧耐蚀齿轮钢发展基础上，国内外已经研发出具有高强韧耐蚀高温轴承齿轮钢。早期440C作为一种抗回火性较差的耐蚀轴承钢主要用于低温耐腐蚀环境；14-4Mo轴承钢作为440C的改进型，通过增高钼含量和降低铬含量提高高温硬度，同时具有高良好的耐磨和耐蚀性能，最高可在480℃高温下使用；BG42钢是14-4M钢的改型钢，改型的目的是通过添加钒来提高耐磨性；WD-65钢是在BG42轴承钢的基础上加入2～2.5％钨和5～5.5％钴，其目的是进一步提高高温性能和耐蚀性，由于上述耐蚀高温轴承钢的韧性和可锻性较差，采取成分调整如降低钼含量，添加钒和铌等合金元素以及控制钢的热处理工艺等措施，但其韧性仍然较低。无法满足承受弯曲、扭转和要求高断裂韧性的服役工况。高温耐蚀表面渗碳钢由于芯部提供强韧性表面形成高硬度和表面压应力而具有高的疲劳强度并得到轴承齿轮的特殊工况使用。美国专利US5288347A介绍一种高强度不锈齿轮钢，该专利主成分设计：C：0.16～0.25％、Cr：11.0～15.0％、Ni≤2.0％、Mo：0.5～3.0％、Co：12.0～21.0％，热处理工艺是从950～1150℃保温淬火，在-50～-100℃深冷处理，然后在120～450℃范围回火，该钢种具有良好抗腐蚀性能，1/2
其抗拉强度Rm达到1714MPa以上，断裂韧性KIC达到77.47MPa.m 。在US5288347A专利基础上，日本专利JP5247593A进行改进，增加V、Nb、W合金元素，其中V：0.10～0.50％，Nb≤0.10％，Mo+1/2W：0.5～3.0％，热处理工艺是从1000～1150℃淬火，迅速冷却到-50℃以下，然后在120～475℃范围回火，提高钢的强韧性。美国专利US5424028公开一种高性能轴承齿轮钢，与日本专利JP5247593A相比，该专利成分降低碳的下限到0.10％，增加钼的上限到5.0％，不加钨，热处理工艺是从1050℃淬火，冷却到-79℃以下，并在
496℃回火，冷却到-196℃，再次高温回火，提高钢的高温硬度和强韧性能。抗拉强度可以
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达到Rm≥1759MPa，断裂韧性KIC达到64.8MPa.m 。钢铁研究总院与宝山钢铁股份有限公司开发的高强度不锈齿轮钢，添加钨元素并采用相应的热处理工艺，其抗拉强度Rm不低于
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1800MPa，断裂韧性KIC达到105MPa.m ，高于美国专利US5424028相应的抗拉强度与断裂韧性值。相比所开发的高强度不锈齿轮钢，发明钢具有更高的冲击韧性、断裂韧性KIC和渗碳表面硬度指标以及高温性能和耐腐蚀性能。

[0005] 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碳表面硬化工艺以及热处理工艺，使钢在耐蚀高温基础上获得表面高硬度、芯部高强度与高韧性的良好配合。

发明内容

[0006] 本发明目的在于提供一种高强高韧耐蚀高温轴承齿轮钢及制备方法，使其同时具备高强度、高硬度、高韧性、高温性能、耐腐蚀性。

[0007] 本发明的高强高韧耐蚀高温轴承齿轮钢，化学元素重量百分配比为：化学元素重量百分配比为：C：0.10～0.22％，Mn：≤0.5％，Si：≤0.5％，Cr：12.0～15.0 ％，Ni：1.50 ～ 3.00 ％，Mo：4.00 ～ 6.00 ％、V：0.50 ～ 0.90 ％，Co：12.0 ～
15.0％，W：0.30～2.00 ％，Nb：0.02～0.08 ％，其 中V/Nb：25～35，Mo/W：6 ～12，Co/Mo：2 ～ 3，Cr+6Si+4Mo+1.5W+11V+5Nb ≤ 52 ％，40C+2Mn+4Ni+30N+2Co ≥ 42 ％，[O]+[N]+[H]≤0.0040％。余量为Fe及不可避免的杂质。

[0008] 本发明采用高温、耐蚀和碳化物与金属间化合物复合强化机理设计钢种化学成分，通过添加Cr-Mo元素，使钢获得良好耐蚀性能；通过添加Mo-W-V-Nb元素，使钢获得良好高温性能；通过添加C-Cr-Co-Nb-Mo-V-W元素，并经过渗碳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。

[0009] 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0.10％，上限不超过0.22％。

[0010] Cr元素作为发明钢中主要合金元素，Cr合金元素需要控制在12％以上而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12.5～15.0％之间。

[0011] Co元素为发明钢主要合金元素。Co通过固溶强化提高钢的硬度和强度；Co的加入降低了Mo在基体中的溶解度，同时延迟位错亚结构的回复，促进了含Mo的碳化物和金属间化合物在位错上的沉淀；Co的加入可以稳定奥氏体阻止铁素体的形成，提高钢的淬透性，改善基体韧性，并降低钢的韧脆性转变温度；Co提高Ms温度，抑制残余奥氏体的存在。但过量Co将提高屈强比并导致切削加工性能下降，使钢的生产成本上升。故Co成分范围控制在12.0～15.0％。

[0012] Mo为发明钢主要强化元素。Mo一方面固溶强化，另一方面，产生弥散强化。即钢在时效过程中，在Co的间接作用下，马氏体基体上沉淀析出细小密排立方M2X相，增加了二次硬化效应，提高钢的强度和硬度。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，使钢在500℃回火时，仍然保持1800MPa以上的高强度和HRC50的高硬度。Mo是一种铁素体稳定元素，过高Mo将导致钢的韧性下降；Mo改善钢的抗热和回火性能。Mo扩大钝化范围，增加抗腐蚀性能。Mo控制范围在4.00～6.00，其中钴钼配比关系Co/Mo控制在2～3。

[0013] 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，将W控制在0.30～2.00％，其中钼钨配比Mo/W控制在6～12。

[0014] Ni是发明钢的主要合金元素，Ni的加入稳定奥氏体并阻止铁素体的形成，增强马氏体基体的交叉滑移能力，提高钢的断裂韧性，降低冷脆转变温度，发明钢冲击韧性AKU可以达到70J以上。但过高的Ni将降低Ms点温度，阻止马氏体的形成，产生大量稳定的奥氏体，降低钢的强度。Ni的加入范围控制在1.5～3.0％。

[0015] 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，从而获得表层超高硬度。W、Mo、V、Nb都有细化晶粒、提高强度的作用，再加上Co、Ni、Mo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：0.50～0.90％，Nb：0.02～0.08％，其中V/Nb控制在25～35。

[0016] 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％。

[0017] 本发明的制备工艺步骤为：

[0018] (1)成分配比与控制：C：0.10～0.22％，Mn：≤0.5％，Si：≤0.5％，Cr：12.0～15.0％，Ni：1.50～3.00％，Mo：4.00～6.00％、V：0.50～0.90％，Co：12.0～15.0％，W：
0.30～2.00％，Nb：0.02～0.08％，余量为Fe，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％；

[0019] (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；

[0020] (3)钢锭热加工成材：包括高温扩散工艺和锻造或轧制工艺，其中高温扩散要求加热温度1200℃～1300℃，保温时间20h-50h，锻造(轧制)工艺要求钢锭加热温度在1000℃～1150℃，锻后进行600℃～700℃退火，要求终锻温度f范围为850～900℃；晶粒度细于6级。钢锭镦拔次数2～4次，钢锭在锻造过程中变形比不小于8～10。

[0021] (4)钢的表面硬化处理：采用渗碳工艺进行表面硬化处理，940℃～980℃渗碳，碳势控制范围1.1～0.4％，渗碳厚度为1.4mm～2.2mm。

[0022] (5)钢的热处理：采用1000℃～1150℃油淬，随后进行-80℃～-100℃温度范围深冷处理工艺，并经过500℃～530℃回火处理。钢材在热处理过程中其回火和深冷次数2～4次，抗拉强度不小于1800MPa，屈服强度不小于1400MPa，芯部硬度不低于50HRC，冲击
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功不小于70J，断裂韧性不小于110MPa m ；渗碳表面室温硬度不小于65HRC；当500℃保温
100h～110h，，其表面室温硬度不小于60HRC，冲击功不小于60J。

[0023] 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与耐腐蚀性能。

具体实施方式

[0024] 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，采用三种自耗锭型，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，

[0025] 表1发明钢与对比钢化学成分范围(％)

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[0027] 从表2可以看出，相比美国专利US5424028，发明钢和8#对比钢加入W元素后，强度和断裂韧性指标KIC显著提高，当发明钢中W含量达到0.48％～2.0％时，抗拉强度Rm达到1820，KIC均超过85MPa√m，最高达到120MPa√m。发明钢中W含量保持在0.48％～1.10％范围内，KIC均超过100MPa√m，冲击功AKU均超过70J，最高达到90J，加入W超过1％，可以提高表面硬度和高温性能，但断裂韧性有所下降。本发明钢在抗拉强度达到1870MPa断裂韧性可达到120MPa√m。

[0028] 表2发明钢与对比钢强度与韧性对比表

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[0030] 从表3中可以看到，与美国专利US5424028和7#及8#钢相比，发明钢具有较高的表面硬度和芯部硬度，发明钢耐蚀性与7#对比钢相当，但高于8#GBC-1对比钢，与8#对比钢相比，尽管发明钢的强韧性水平接近8#对比钢，但具有较好的耐热性能，500℃保温100小时能保持芯部硬度48HRC，冲击功60J以上。

[0031] 表3为发明钢与对比钢的硬度和腐蚀率对比表。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#为美国专利US5424028对比钢，数据来自专利试验结果报告，7#为根据美国专利US5424028公布成分范围冶炼的对比钢，8#是GBC-1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1080～
1100℃、1h的热处理后，后油淬，经过两次-80℃以下深冷处理，再进行两次500℃×2h的回火处理。其中6#对比钢(美国专利US5424028)热处理制度为1093℃～1211℃油+(-79℃)496℃×2h+(-79℃)496℃×2h。对发明钢和对比钢分别进行拉伸、U型缺口冲击、断裂韧性以及硬度的测试。其中表面渗碳处理条件：920℃～960℃渗碳温度，强渗和扩散两个阶段的碳势控制范围为1.1～0.4％，渗碳层厚度不低于1.4mm。耐蚀性能采用盐雾试验，试验条件：浓度为50±5g/L氯化钠溶液；PH值为6.5～7.2；盐雾箱内温度为35±2℃；
喷雾方式为连续喷雾；时间为480小时。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500±3℃；保温时间不小于100小时。测试试样的硬度和冲击功。

[0032] 表3，发明钢与对比钢硬度与腐蚀率对比表

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