一种超高碳型轴承钢

摘要

本发明提供了一种超高碳型轴承钢，其化学组成为：C：1.01~1.8%，Si：0.012~3.0%，Mn：0.2~1.5%，Cr：0.5~2.0%，Cu：0~0.5%，Ni：0~2.0%，Al：0~3.0%，Co：0~1.0%，Mo：0~0.5%，V：0~2.0%，Nb：0~0.5%，Re：0~0.5%，余量为Fe；采用真空熔炼或采用电炉熔炼后炉外精炼；铸锭在1150℃~800℃锻造或轧制；退火工艺为普通球化退火或离异共析；由于该钢的含碳量高于传统轴承钢，淬火组织中的残留碳化物体积分数更大，所获得的晶粒尺寸更细，可应用于轴承钢领域，其承受载荷、服役温度以及寿命比传统高碳铬轴承钢有较大提高。

权利要求

1.一种超高碳型轴承钢，其特征在于：按照重量百分数，该超高碳型轴承钢的化学成分为：C：1.01～1.8％，Si：0.49～3.0％，Mn：0.35～1.5％，Cr：0.5～2.0％，Cu：0.3～

0.5％，Ni：0.3～2.0％，Al：1.03～3.0％，Co：0.05～1.0％，Mo:0.05～0.5％，V：0.15～

2.0％，Nb:0.15～0.5％，RE：0.3～0.5％，余量为Fe，其组织由回火马氏体、球状碳化物和少量残余奥氏体组成，硬度为60～66HRC，平均晶粒尺寸小于9μm。

2.如权利要求1所述超高碳型轴承钢，其特征在于：所述超高碳型轴承钢的冶炼工艺采用真空熔炼或采用电炉熔炼后炉外精炼，钢中氧含量控制在5～15ppm，冶炼后在1150～

800℃下进行锻造或轧制。

3.如权利要求1所述超高碳型轴承钢，其特征在于：所述超高碳型轴承钢的球化退火工艺为普通球化退火或离异共析；普通球化退火的方法为：在800～840℃下保温3～20h，保温后炉冷至600℃以下，然后出炉空冷；离异共析的方法为：在800～850℃下加热20～

60min，然后以0.5～1℃/min连续冷却至700～750℃，然后炉冷到600℃后出炉空冷。

4.如权利要求1所述超高碳型轴承钢，其特征在于：所述超高碳型轴承钢的淬火工艺为：保温温度为840～860℃，加热系数为1～1.5min/mm，淬火后在160～300℃下回火，回火时间为2～4h。

说明书

一种超高碳型轴承钢

技术领域

[0001] 本发明属于钢的材料及热处理工艺技术领域，特别涉及高碳钢及轴承钢。

背景技术

[0002] 轴承是重要的机械基础件，往往应用于高速列车、重型设备、大型机械等领域的关键部位，因此在很大程度上决定了装备的性能、寿命与可靠性等。随着科学技术的发展与进步，大功率设备的不断开发和使用，人们对轴承的寿命提出了越来越高的要求，例如抗高冲击能力、具有更高的承载能力和更长的使用寿命等。经过几十年的发展，中国已经发展成为轴承钢的生产大国，产量已基本能满足国内市场的需求。但是国产轴承钢的质量与瑞典SKF、日本山阳等先进厂家相比还存在一定差距，迫切要求提高其疲劳寿命。延长轴承钢寿命的尝试主要包括降低氧含量与提高钢的洁净度（中国专利申请CN200410025102）；表面改性处理（中国专利申请CN02128781.3）；以及通过探索新的热处理工艺来提高轴承钢的疲劳寿命（中国专利申请CN02109721.6中国专利申请CN00110646.5）。然而通过以上方法获得的较长寿命并不总是能够满足要求的，特别是在高负载荷等严酷条件下使用时，更是如此，而且表面处理增加了工艺难度和产品的成本，所以一直强烈要求开发一种具有更长使用寿命的钢材。

[0003] 轴承钢是典型的高碳钢，但其含碳量一直没有超出1.0%，原因是按传统成分和工艺，含碳量超过1.0%后会增加二次渗碳体的数量，增加脆性，降低疲劳性能。

发明内容

[0004] 本发明的目的在于提供一种超高碳型轴承钢，并应用于轴承领域。

[0005] 为达到上述目的，本发明采用了以下技术方案：

[0006] 按照重量百分数，该超高碳型轴承钢的化学成分为：C：1.01~1.8%，Si：0.012~3.0%，Mn：0.2~1.5%，Cr：0.5~2.0%，Cu：0~0.5%，Ni：0~2.0%，Al：0~3.0%，Co：0~1.0%，Mo:0~0.5%，V：0~2.0%，Nb:0~0.5%，Re：0~0.5%，余量为Fe。

[0007] 所述超高碳型轴承钢的冶炼工艺采用真空熔炼或采用电炉熔炼后炉外精炼，钢中氧含量控制在5~15ppm，冶炼后在1150~800℃下进行锻造或轧制，经锻造或轧制后其组织为层片状珠光体及极少量碳化物。

[0008] 所述超高碳型轴承钢的球化退火工艺为普通球化退火或离异共析；普通球化退火的方法为：在800~840℃下保温3~20h，保温后炉冷至600℃以下，然后出炉空冷；离异共析的方法为：在800~850℃下加热20~60min，然后以0.5~1℃/min连续冷却至700~750℃，然后炉冷到600℃后出炉空冷，球化退火后组织为粒状珠光体，渗碳体颗粒直径小于2.5μm。

[0009] 所述超高碳型轴承钢的淬火工艺为：保温温度为840~860℃，加热系数为1~1.5min/mm，淬火后在160~300℃下回火，回火时间为2~4h，其组织由回火马氏体、球状碳化物和少量残余奥氏体组成，硬度为60~66HRC，平均晶粒尺寸小于9μm。

[0010] C：是保证滚动疲劳强度、硬度和耐磨性所必需的元素。在确保没有二次渗碳体析出的情况下，提高含碳量可以提高淬火后的硬度，耐磨性和接触疲劳性能。

[0011] Si：炼钢时脱氧，以及产生固溶强化，提高强度、弹性极限和淬透性，同时有抑制网状渗碳体和抑制滚动疲劳过程中形成的白色组织的作用。

[0012] Mn：提高淬透性，降低Ms点，并能固定钢中硫的形态，减少或抑制FeS的生成，延长疲劳寿命。

[0013] Al：抑制网状渗碳体，细化晶粒，减少钢中氧含量。

[0014] Cr：提高钢的淬透性和韧性，提高耐腐蚀性，还可以促进碳化物形成，并且能够提高强度、硬度、耐磨性、弹性极限和屈服极限。

[0015] Mo：在一般合金钢中Mo的含量在0.15~0.6％左右，目的是提高可淬硬性，抑制滚动疲劳过程中形成白色组织，消除钢的回火脆性。Mo的碳化物在较高温度时，不会全部溶解，由于它弥散分布，故能细化晶粒，提高强度和韧性。

[0016] V：合金钢中V一般与Cr、Mn、Si复合作用，提高强度和弹性极限；提高淬透性，细化晶粒，提高晶粒粗化温度，阻止马氏体分解，特别降低Cr和Mn的回火脆性；与C形成VC等V的碳化物，增加C在铁素体中的溶解度。

[0017] Ti：易与N形成硬的沉淀TiN，TiN会促进白色组织的形成，从而成为滚动接触疲劳破坏的起始点，造成疲劳寿命的下降，因此应尽量降低其含量。

[0018] Nb：可以提高韧性，强度，防止滚动疲劳过程中的硬度下降，提高寿命。

[0019] Ni：提高淬透性和耐腐蚀性能，同时也可以抑制网状渗碳体的析出。

[0020] Cu：提高耐腐蚀性。

[0021] Co：少量Co的添加可以抑制液析碳化物的析出。

[0022] Re：减少氧含量，细化晶粒。

[0023] 本发明采用了新的合金成分系列，可以有效减少或抑制二次渗碳体，因此可以通过提高碳含量，形成一种具有良好强韧性和耐磨性，并且无网状渗碳体的超高碳钢，将此钢用在轴承钢领域，可以显著提高轴承的寿命，可以作为一种新型的长寿命轴承钢。

[0024] 本发明的优点是：

[0025] 1）本发明所述超高碳型轴承钢是一种新型的长寿命超高碳型轴承钢，其锻造和轧制组织避免了粗大碳化物的出现，且锻轧以及球化工艺简单，球化时间比传统轴承钢有大幅缩短，经淬回火处理后可获得马氏体基体上比普通轴承钢分布着更多细小碳化物的组织，并且晶粒尺寸更小。与传统的轴承钢钢种和工艺方案相比，能够提高轴承的硬度，耐磨性和接触疲劳性能。

[0026] 2）GCr15是特种钢中质量要求最为苛刻的钢种，它是发达国家中在生产、科研方面投入人力、物力最多的钢种，一向被认为是高质量钢的代表。经本发明工艺处理之后的超高碳型轴承钢与GCr15、SKF轴承钢做了接触疲劳试验对比，发现其接触疲劳寿命要明显高于GCr15、SKF轴承钢。

附图说明

[0027] 图1为本发明的不同成分超高碳型轴承钢（成分如表1所示）的锻造和轧制组织；工艺制度：铸锭1150℃加热4h后开始锻造/轧制，终锻/轧制温度为850℃，其中，(a)锻态组织；(b)轧制态组织；

[0028] 图2为本发明的超高碳型轴承钢和相同条件下炼制的GCr15轴承钢经过球化退火后的组织；其中，（a）等温球化退火：800℃保温9h，炉冷至600℃出炉空冷后的组织照片(OM)；（b）连续冷却球化退火：820℃保温25min，经120min连续冷却至750℃，再炉冷至600℃出炉空冷后的组织照片(OM)；

[0029] 图3为本发明的超高碳型轴承钢(成分1)和相同条件下炼制的GCr15轴承钢在850℃淬油，并于160℃回火2h的组织(SEM)；其中，（a）：本发明的超高碳型轴承钢；（b）：
GCr15轴承钢；（c）：某厂家提供的SKF轴承钢淬回火组织；

[0030] 图4为本发明的超高碳型轴承钢(成分1)和相同条件下炼制的GCr15轴承钢在850℃淬油，并于160℃回火2h的组织晶界腐蚀照片(OM)；其中，（a）本发明的超高碳型轴承钢；（b）GCr15轴承钢；（c）SKF轴承钢；

[0031] 图5为本发明的超高碳型轴承钢(成分1、4、7)与同时炼制的GCr15及商品SKF轴承钢的滚动接触疲劳寿命威布尔分布。

具体实施方式

[0032] 下面结合附图和实施例对本发明做进一步描述：

[0033] 实施例：一种超高碳型轴承钢，按照重量百分比，其化学组成如表1：

[0034] 表1超高碳型轴承钢的化学成分组成（wt.%）

[0035]

[0036] 本发明的超高碳型轴承钢共设计了八组成分，如表1所示。材料经50Kg真空感应熔炼炉熔炼（钢中氧含量<15ppm），铸锭经1150-800℃锻造或轧制成直径为35-50mm的棒料，组织为层片状珠光体和极少量的碳化物，如图1所示。

[0037] 超高碳型轴承钢的球化退火工艺包括等温球化退火（普通球化退火）或连续冷却球化退火（离异共析）。等温球化退火具体工艺为：800~840℃保温3~10h，炉冷至600℃以下出炉空冷；连续冷却球化退火具体工艺为：800~850℃保温20~60min，再以0.5~1℃/min的冷却速率冷至700~750℃，炉冷至600℃以下出炉空冷。加热炉可以采用盐浴炉或箱式炉。图2(a)为本发明的钢成分1、3、4和相同条件下炼制的GCr15轴承钢的球化退火组织，具体工艺为：800℃保温9h，再炉冷至600℃出炉空冷；图2(b)为离异共析即连续冷却球化退火后的组织，具体工艺为：820℃保温25min，经120min连续冷却至750℃，再炉冷至600℃出炉空冷。本发明的超高碳型轴承钢的球化退火时间比商业化轴承钢的退火时间要短得多，这有利于节能减排。从图2(a)中可以看出，超高碳型轴承钢（成分1、3、4）的球化组织均匀，无类似于GCr15轴承钢中的明显黑白区。超高碳型轴承钢的淬火工艺具体如下：
在840~860℃之间保温，加热系数为1~1.5min/mm，然后淬油，经过清洗后在160~300℃下回火，回火时间为2~4h。加热炉可以采用盐浴炉或箱式炉。图3为超高碳型轴承钢和GCr15轴承钢淬回火组织照片，其中：(a)为超高碳型轴承钢，(b)为GCr15轴承钢，(c)为SKF轴承钢。三者的淬回火组织均为隐晶马氏体+球状碳化物+残余奥氏体。从图3中可以看出超高碳型轴承钢的渗碳体分布更加均匀，而GCr15轴承钢和SKF轴承钢均存在碳化物密集区和稀疏区。图4为超高碳型轴承钢和GCr15轴承钢淬回火组织晶界腐蚀照片，其中：(a)为超高碳型轴承钢，(b)为GCr15轴承钢。从图4中可以看出，超高碳型轴承钢的晶粒尺寸要远小于GCr15轴承钢，晶粒尺寸统计表明，超高碳型轴承钢为7.3μm，GCr15轴承钢为
15.3μm，SKF为17.0μm。细化晶粒可以提高材料的韧性和疲劳性能。

[0038] 滚动接触疲劳实验

[0039] 对采用所述普通球化退火处理后的超高碳型轴承钢（成分1、4、7）和GCr15轴承钢进行机加工，再经过所述退火、回火处理后进行滚动接触疲劳试验。接触疲劳试验采用止推式滚动接触疲劳试验机，最大的赫兹应力为4400MPa，采用N42润滑油进行润滑。同时对商品化的SKF轴承钢进行滚动接触疲劳试验，实验条件相同。结果如表2和图5所示。表2是由威布尔统计方法得出的威布尔参数L10、L50、η和β。其中，L10为额定寿命，即累积失效概率为10%时的滚动接触疲劳寿命，L50为中值寿命，η为特征寿命，β为威布尔斜率，代表了数据的分散性。从表2中数据可以看出，无论额定寿命L10、中值寿命L50、特征寿命η还是威布尔斜率β，超高碳型轴承钢都要明显高于GCr15和SKF轴承钢。图5是利用威布尔统计方法处理的两参数威布尔分布图，从图5中也可以直观地看出来，超高碳型轴承钢的寿命和稳定性都明显高于GCr15和SKF轴承钢。

[0040] 表2威布尔参数总结

[0041]