一种第三代轴承钢的等温淬火热处理工艺方法

摘要

本发明涉及一种第三代轴承钢的等温淬火热处理工艺方法包括A固溶处理；B等温淬火：当钢块厚度h≤20mm，采用恒压恒流速气淬：压力为0.2‑1.5MPa，流速为0.1‑0.8m/s，冷却时间≤15min，冷却速度为60‑100℃/min，直到降温到等温温度140‑280℃后保温1‑2h；随后空冷至室温；当钢块厚度20mm

权利要求

1.一种第三代轴承钢的等温淬火热处理工艺方法，其特征在于包括以下步骤：A固溶处理：对轴承钢块经过多段升温到固溶温度1050‑1150℃后进行固溶处理，固溶时间T与所述钢块的厚度h之间满足下式：T＝80h～120hs；

B等温淬火：

B.a当钢块厚度h≤20mm，采用恒压恒流速气淬：压力为0.2‑1.5MPa，流速为0.1‑0.8m/s，冷却时间≤15min，冷却速度为60‑100℃/min，直到降温到等温温度180‑280℃后保温1‑

2h；随后空冷至室温；

B.b当钢块厚度20mm

B.b.b低压低流速气淬：压力P2为 流速V2为 进行吹扫，吹扫时间为t2；

循环进行上述步骤B.b.a、B.b.b的循环次数为n，且满足下式:n(t1+t2)≤20min，

3≤n≤15，

t2≤t1；

直到降温到等温温度180‑280℃后保温1‑2h；随后空冷至室温；

所述第三代轴承钢为低C、高Cr‑Co‑Mo合金钢，其成分范围为：。

2.根据权利要求1所述的第三代轴承钢的等温淬火热处理工艺方法，其特征在于：所述步骤B.a的所述恒压恒流速气淬：压力为0.5‑1.2MPa，流速为0.2‑0.5m/s，冷却时间≤

10min，冷却速度为80‑100℃/min。

3.根据权利要求1所述的第三代轴承钢的等温淬火热处理工艺方法，其特征在于：所述步骤B.b.a高压高流速气淬：压力P1为1.5‑2MPa，流速V1为0.6‑0.8m/s。

4.根据权利要求1所述的第三代轴承钢的等温淬火热处理工艺方法，其特征在于：所述步骤B.b.b低压低流速气淬：压力P2为0.3‑0.5MPa，流速V2为0.1‑0.3m/s。

5.根据权利要求1所述的第三代轴承钢的等温淬火热处理工艺方法，其特征在于：所述步骤B.b的循环次数n为5≤n≤10；t1为50‑120s，t2为30‑90s。

6.根据权利要求1所述的第三代轴承钢的等温淬火热处理工艺方法，其特征在于：所述步骤B等温淬火的B.a和B.b步骤的等温温度为180‑220℃。

7.根据权利要求1至6任一项所述的第三代轴承钢的等温淬火热处理工艺方法，其特征在于：所述步骤A固溶处理的所述多段升温包括以下步骤：A.a第一阶段升温：对CSS‑42L钢块进行加热升温到第一阶段温度500‑550℃，保温10‑

20min；升温速度10‑15℃/minA.b第二阶段升温：继续升温到第二阶段温度800‑850℃，保温10‑20min，升温速度10‑

15℃/min；

A.c继续升温到第三阶段固溶温度1050‑1150℃，升温速度5‑10℃/min。

8.根据权利要求1至6任一项所述的第三代轴承钢的等温淬火热处理工艺方法，其特征在于：所述B等温淬火的B.a、B.b步骤的气淬所用气体为惰性气体。

9.根据权利要求1至6任一项所述的第三代轴承钢的等温淬火热处理工艺方法，其特征在于：在所述步骤B等温淬后进行步骤C回火，对于所述钢块厚度h：h≤20mm，回火温度500‑550℃，回火时间t3＝(2～4)h+30～50min，空冷至室温；

20mm

360‑0.25t3，空冷至室温。

说明书

一种第三代轴承钢的等温淬火热处理工艺方法

技术领域

[0001] 本发明涉及轴承钢领域，尤其涉及一种第三代轴承钢的等温淬火热处理工艺方法。

背景技术

[0002] 对于低C、高Cr‑Co‑Mo的第三代轴承钢包括CSS‑42L等，与第2代轴承钢M50和M50NiL相比，添加了适量的Cr元素来改善其耐蚀性能，同时添加了高量的Co元素来细化M2X
相。该合金在渗碳后不仅表面具有优异的红硬性、耐磨性、抗疲劳性以及耐蚀性，同时芯部
还保持着高的强度和断裂韧性。

[0003] 在1954年国外开始对GCr15钢进行贝氏体等温淬火研究，FAG等世界著名轴承公司已经将等温淬火工艺应用在铁路、汽车、轧机、钻具等耐冲击及润滑不良的轴承上。国内自
20世纪80年代开始研究GCr15钢的贝氏体淬火，并将其逐渐应用于铁路货车轴承及轧机轴
承。90年代初等温淬火工艺在轧机轴承及准高速铁路轴承的生产及应用上推广十分迅速。

[0004] 目前没有适用于该种低C、高Cr‑Co‑Mo的第三代轴承钢的等温淬火热处理工艺，现有技术的等温淬火工艺可参考公开号为CN102605145A的中国发明专利申请《钢铁等温淬
火‑回火冷却工艺》。使用现有技术的等温淬火工艺处理的该种第三代轴承钢存在淬火中容
易开裂、脆性大、塑韧性不好的问题。并且如图1所示为采用现有的等温淬火工艺处理的
CSS‑42L轴承钢块的金相组织照片，从左至右为从里到外不同深度的组织电镜图；由图中可
见从心部到表面组织上会产生珠光体→贝氏体→马氏体的转变，组织均匀性不好，导致综
合力学性能较差；另外，对于该种第三代轴承钢的盐浴淬火使用的介质一般都是混合硝酸
盐，在淬火过程中产生有毒气体，对环境影响较大，且造成很大的资源浪费。

发明内容

[0005] 本发明所要解决的技术问题是针对现有技术的现状提供一种提高塑韧性、组织均匀又环保的针对第三代轴承钢的等温淬火热处理工艺方法。

[0006] 本发明解决上述技术问题所采用的技术方案为：该种第三代轴承钢的等温淬火热处理工艺方法，其特征在于包括以下步骤：

[0007] A固溶处理：对轴承钢块经过多段升温到固溶温度1050‑1150℃后进行固溶处理，固溶时间T与所述钢块的厚度h之间满足下式：

[0008] T＝80h～120h(s)；

[0009] B等温淬火：

[0010] B.a当钢块厚度h≤20mm，采用恒压恒流速气淬：压力为0.2‑1.5MPa，流速为0.1‑0.8m/s，冷却时间≤15min，冷却速度为60‑100℃/min，直到降温到等温温度140‑280℃后保
温1‑2h；随后空冷至室温；

[0011] B.b当钢块厚度20mm

[0012] (B.b.a)高压高流速气淬：压力1.2≤P1≤2.5MPa，流速0.3≤V1≤1.0m/s，进行吹扫，吹扫时间为t1；

[0013] (B.b.b)低压低流速气淬：压力P2为 流速V2为进行吹扫，吹扫时间为t2；

[0014] 循环进行上述步骤(B.b.a)、(B.b.b)的循环次数为n，且满足下式:

[0015] n(t1+t2)≤20min，

[0016] 3≤n≤15，

[0017] t2≤t1；

[0018] 直到降温到等温温度140‑280℃后保温1‑2h；随后空冷至室温。

[0019] 优选的，所述步骤A固溶处理的固溶时间T＝90h～100h(s)。

[0020] 为了节约处理时间，提高效率优选的，所述步骤B.a的所述恒压恒流速气淬：压力为0.5‑1.2MPa，流速为0.2‑0.5m/s，冷却时间≤10min，冷却速度为80‑100℃/min。

[0021] 优选的，所述步骤(B.b.a)高压高流速气淬：压力P1为1.5‑2MPa，流速V1为0.6‑0.8m/s。

[0022] 优选的，所述步骤(B.b.b)低压低流速气淬：压力P2为0.3‑0.5MPa，流速V2为0.1‑0.3m/s。

[0023] 优选的，所述步骤B.b的循环次数n为5≤n≤10；t1为50‑120s，t2为30‑90s；进一步优选的，t1为60‑90s，t2为40‑70s。

[0024] 优选的，所述步骤B等温淬火的B.a和B.b步骤的等温温度为160‑220℃。

[0025] 优选的，所述步骤A固溶处理的所述多段升温包括以下步骤：

[0026] A.a第一阶段升温：对CSS‑42L钢块进行加热升温到第一阶段温度500‑550℃，保温10‑20min；升温速度10‑15℃/min

[0027] A.b第二阶段升温：继续升温到第二阶段温度800‑850℃，保温10‑20min，升温速度10‑15℃/min；

[0028] A.c继续升温到第三阶段固溶温度1050‑1150℃，升温速度5‑10℃/min。

[0029] 优选的，所述第三代轴承钢为低C、高Cr‑Co‑Mo合金钢，其成分范围为

[0030] 进一步优选的，所述第三代轴承钢为CSS‑42L。

[0031] 优选的，所述B等温淬火的B.a、B.b步骤的气淬所用气体为惰性气体。为了降低成本进一步优选的，气淬所用气体为氮气、氩气、氮气的任意一种。

[0032] 优选的，在所述步骤B等温淬后进行步骤C回火，对于所述钢块厚度h：

[0033] h≤20mm，回火温度500‑550℃，回火时间t3＝(2～4)h+30～50min，空冷至室温；

[0034] 20mm

[0035] 本发明采用等温淬火+500‑550℃中高温回火的联合工艺，相比于等温淬火+低温回火工艺，高温回火的优点在于能够使残余奥氏体充分转变，避免合金中出现大量的软相，
且在该工艺下制得的轴承钢为稳定的回火马氏体、下贝氏体等复合组织，能够在500℃下长
时间工作，展现出良好的红硬性。

[0036] 采用本发明的回火时间可以使得淬火马氏体完全转变为回火马氏体，消除内应力，从而保持良好的机械性能；对于不同厚度的钢块采用不同的回火时间，防止h≤20mm的
钢块回火时间过长，而降低零件硬度；对于20mm成硬度过高，淬火应力消除不充分。

[0037] 与现有技术相比，本发明的优点在于：

[0038] 1、本发明对于不同厚度的钢块使用对应的气淬工艺，降低了心部和表面的冷速差，使得合金钢块的组织更加均匀，同时采用本发明的等温淬火工艺得到的合金钢组织为
下贝氏体+马氏体的混合组织，相较于单一的马氏体组织，该混合组织中下贝氏体中碳化物
较小不易形成裂纹，即使形成裂纹，其扩展也将受到大量弥散碳化物和位错的阻止，因此这
种工艺能够有效提高合金轴承钢的塑韧性。

[0039] 2、发明人发现出现组织均匀性不好这个问题的原因在于轴承钢块厚度过大，从而导致表面及心部冷速的不同，因而根据厚度不同采用不同的等温淬火工艺，从而保证不同
厚度的钢块经过热处理均具有均匀组织，从而具有良好的综合力学性能。

[0040] 3、对于20mm里温差逐渐减小。对于厚度较厚的工件，该工艺在一定程度上减少了心部和表面的冷速差，
能有效减少淬火应力且保证组织的均一性。

[0041] 4、对于h≤20mm的钢块，分段循环冷却的方式与直接恒压恒流速冷却相比，并没有明显的优势，反之其工艺复杂且冷速相对较慢。对于厚度较薄的工件，采用恒压恒流速气淬
的方式进行冷却，提高处理效率，且处理后的钢块具有良好的综合力学性能。

[0042] 5、与传统的盐浴炉等温淬火方式不同，本发明将完全奥氏体化的样品置于改造的管式炉中进行气淬冷却。通过改变压力及气体流量来控制工件的冷却速度。相较于盐浴炉
等温淬火过程中产生大量的有毒气体，该方式更加绿色环保。

附图说明

[0043] 图1为采用现有的等温淬火工艺处理的CSS‑42L轴承钢块的金相组织照片；

[0044] 图2为本发明的热处理工艺图；

[0045] 图3为本发明的实施例1的金相组织照片；

[0046] 图4为本发明的实施例2的金相组织照片；

[0047] 图5为本发明的实施例3的金相组织照片；

[0048] 图6为本发明的实施例4的金相组织照片；

[0049] 图7为本发明的实施例7的金相组织照片。

具体实施方式

[0050] 下面结合附图和实施例，对本发明的具体实施方式作进一步详细描述。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产
厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。

[0051] 本实施例使用的轴承钢为CSS‑42L，其具体成分为：

[0052]

[0053] (1)按照上表成分进行真空熔炼，熔炼温度为1300‑1500℃，本实施例使用熔炼温度为1400℃。经过该步骤能够得到成分均匀的合金锭。

[0054] (2)熔炼完毕后，利用砂轮打磨和车床车削去掉合金表面的氧化皮和杂质。

[0055] (3)锻造处理：锻造温度1100‑1200℃，终锻温度900‑950℃，锻压比3.0‑5.0；优选锻造温度1150‑1120℃；本实施例使用锻造温度1150℃，终锻温度930℃，锻压比4.0，锻后截
面40*40mm。经过该步骤的锻造能消除金属在熔炼过程中产生的气孔疏松等缺陷，优化微观
组织结构。

[0056] (4)正火：锻造结束后进行正火，正火温度950‑1000℃，正火时间30‑60min，本实施例选用正火温度980℃，时间45min。经过该步骤的正火得到均匀的珠光体组织，改善合金的
切削加工性能，方便线切割。

[0057] (5)退火：去应力退火温度600‑680℃，回火时间1‑3h；优选退火温度650℃，回火时间1h。经过该步骤能够消除残余应力。

[0058] (6)线切割得到若干30*30*30mm的第一种轴承钢块；以及若干15*15*15mm的第二种轴承钢块；

[0059] 实施例1：本实施例所使用的为第一种轴承钢块，对其进行以下处理步骤：

[0060] (7a.1)固溶处理：

[0061] 以10℃/min，加热到第一阶段温度550℃，保温15min；

[0062] 以10℃/min，加热到第二阶段温度850℃，保温15min；

[0063] 以5℃/min，加热到固溶温度1090℃，固溶时间45min；

[0064] (7a.2)等温淬火：迅速放入管式炉中，通过分段循环冷却的方式迅速降温；

[0065] (7a.2.1)高压高流速气淬：压力P1＝1.5MPa；流速V1＝0.5m/s，进行吹扫，吹扫时间为t1＝60s；

[0066] (7a.2.2)低压低流速气淬：压力P2＝0.3MPa；流速V2＝0.2m/s,t2＝60s；

[0067] (7a.2.3)循环步骤(7a.2.1)和步骤(7a.2.2)7次，直到冷却到等温温度160℃(即炉温)，保温90min；取出第一种轴承钢块空冷至室温；

[0068] (7a.3)回火：在箱式炉中进行回火，回火温度530℃，回火时间为2.5h后。空冷至室温。

[0069] 本实施例的金相组织照片如图3所示，组织均匀。

[0070] 实施例2：本实施例与实施例1的区别在于(7a.2.3)步骤的等温温度为180℃。

[0071] 本实施例的金相组织照片如图4所示，组织均匀。

[0072] 实施例3：本实施例与实施例1的区别在于(7a.2.3)步骤的等温温度为220℃。

[0073] 本实施例的金相组织照片如图5所示，组织均匀。

[0074] 实施例4：本实施例与实施例1的区别在于(7a.2.3)步骤的等温温度为260℃。

[0075] 本实施例的金相组织照片如图6所示，组织均匀。

[0076] 实施例5：本实施例与实施例2的区别在于(7a.1)步骤的固溶温度为1050℃；(7a.2.1)步骤中压力P1＝1.2MPa；流速V1＝0.3m/s；(7a.2.2)步骤中压力P2＝0MPa，流速V2
＝0m/s；(7a.3)步骤中回火温度500℃，回火时间3.5h。

[0077] 本实施例的金相组织与前述实施例类似：组织均匀。

[0078] 实施例6：本实施例与实施例2的区别在于(7a.1)步骤的固溶温度为1150℃，(7a.2.1)步骤中压力P1＝2.5MPa；流速V1＝1m/s，(7a.2.2)步骤中压力P2＝0.6MPa；流速V2
＝0.2m/s。(7a.3)步骤中回火温度550℃，回火时间2.2h。

[0079] 本实施例的金相组织与前述实施例类似：组织均匀。

[0080] 实施例7：本实施例所使用的为第二种轴承钢块，对其进行以下处理步骤：

[0081] (7b.1)固溶处理：

[0082] 以10℃/min，加热到第一阶段温度550℃，保温15min；

[0083] 以10℃/min，加热到第二阶段温度830℃，保温15min；

[0084] 以5℃/min，加热到固溶温度1090℃，固溶时间25min；

[0085] (7b.2)等温淬火：迅速放入管式炉中，通过恒温恒流速气体冷却的方式迅速降温；

[0086] 恒压恒流速气淬：压力P＝1.0MPa；流速V＝0.4m/s，进行吹扫，吹扫时间10min；直到冷却到等温温度180℃(即炉温)，保温90min；取出第二种轴承钢块空冷至室温；

[0087] (7b.3)回火：在箱式炉中进行回火，回火温度530℃，回火时间为1.5h后。空冷至室温。

[0088] 本实施例的金相组织照片如图7所示，组织均匀。

[0089] 实施例8：本实施例与实施例7的区别在于步骤(7b.2)的恒压恒流速气淬：

[0090] (7b.2)步骤的恒压恒流速气淬：压力P＝1.5MPa；流速V＝0.8m/s，进行吹扫，吹扫时间(即冷却时间)15min；直到冷却到等温温度280℃(即炉温)，保温90min；取出第二种轴
承钢块空冷至室温。

[0091] (7b.3)步骤的回火温度500℃，回火时间为2h。

[0092] 本实施例的金相组织与实施例8类似：组织均匀。

[0093] 实施例9：本实施例与实施例7的区别在于(7b.1)步骤的固溶温度为1050℃，(7b.2)步骤的恒压恒流速气淬：压力P＝0.2MPa；流速V＝0.1m/s，吹扫时间15min。直到冷却
到等温温度140℃，保温90min；取出第二种轴承钢块空冷至室温。

[0094] (7b.3)步骤的回火温度550℃，回火时间为1h。

[0095] 本实施例的金相组织与实施例8类似：组织均匀。

[0096] 对比例1：本对比例与实施例1的区别在于(7a.1)固溶处理后在25℃的油池中进行油淬，随后进行(7a.3)回火。

[0097] 对比例2：本对比例与实施例1的区别在于(7a.1)固溶处理后空冷至室温，随后进行(7a.3)回火。

[0098] 对比例3：本对比例与实施例1的区别在于未进行(7a.1)固溶处理及后续步骤。

[0099] 上述实施例和对比例的性能测试结果如下表所示：

[0100]

[0101] 从实施例1至4的测试数据可知，CSS‑42L钢在160℃等温淬时硬度值达到最大。在180℃等温淬火条件下得到了最优的马氏体+贝氏体的复合组织，其综合力学性能最佳。

[0102] 从上述实施例与对比例1、2的测试数据可以看出本发明的工艺能够提高塑韧性：1/2
使得断裂韧性≥81.7Mpa·m ，延伸率≥13.0％，并且维持了较高的硬度和强度，具有较好
的综合力学性能。

[0103] 从上述实施例与对比例3的测试数据可以看出经过等温淬火后试样的硬度显著提高。

[0104] 从图3至图7可以看到马氏体的形态为成群的板条状组织，具有平直界面；贝氏体的颜色最深，在原奥氏体晶粒内呈针状堆积。白色光亮的组织主要是残余奥氏体组织和铁
素体。等温淬火过程中组织的转变过程为在高温下合金组织完全奥氏体化，随着保温时间
的延长晶粒不断长大，快速冷却到马氏体开始转变点附近的温度，奥氏体变为马氏体和下
贝氏体，随着等温过程的进行，残余奥氏体富集碳原子逐渐稳定，下贝氏体的形核愈加困
难，贝氏体的长大停滞。下贝氏体在回火过程中按照片状组织内部分位错消失，大部分位错
形成胞状结构、下贝氏体片展宽并发生合并的顺序进行；在淬火后的回火和最终的空冷过
程中，部分残余奥氏体逐渐发生转变并不断分解出细小的碳化物。形成贝氏体、马氏体、残
余奥氏体、铁素体和一些的碳化物的复合组织保证了合金较强的硬度及塑韧性。

[0105] 另外，低C、高Cr‑Co‑Mo合金钢，其成分范围为下表所示的第三代轴承钢均具有上述类似的技术效果：

[0106]

[0107] 本发明方案所公开的技术手段不仅限于上述实施方式所公开的技术手段，还包括由以上技术特征任意组合所组成的技术方案。应当指出，对于本技术领域的普通技术人员
来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也视为
本发明的保护范围。