Cr-Mo-Co-W高温轴承钢及其制备方法

摘要

本发明公开了一种Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢及其制备方法，Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢的原料包括：0.75wt％～0.90wt％的C；0.16wt％～0.6wt％的Si；0.15wt％～0.35wt％的Mn；3.75wt％～4.75wt％的Cr；3.75wt％～4.50wt％的Mo；0.80wt％～2.00wt％的V；1.5wt％～5.2wt％的Co和W的总和；余量为Fe和不可避免的杂质。由此，该高温轴承钢的使用温度和高温性能得以提高，同时提高了轴承钢的疲劳寿命。

权利要求

1.一种制备Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢的方法，其特征在于，包括：（1）将所述Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢的原料进行冶炼，以便得到钢锭；

（2）将所述钢锭进行锻造，以便得到锻造后的钢棒；

（3）将所述锻造后的钢棒进行第一阶段预处理和第二阶段预处理；

（4）将步骤（3）得到的试样进行淬回火热处理，以便得到Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢，其中，所述Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢的原料包括：0.75wt% 0.90wt%的C；0.16wt% 0.6wt%~ ~的Si；0.15wt% 0.35wt%的Mn；3.75wt% 4.75wt%的Cr；3.75wt% 4.50wt%的Mo；0.80wt%~ ~ ~ ~

2.00wt%的V；1.5wt% 5.2wt%的Co和W的总和；余量为Fe和不可避免的杂质；

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在步骤（2）中，所述锻造包括先镦粗后拔长的锻造，始锻温度为1070 1150℃，锻造比为~

6 8，终锻温度不低于900℃；

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在步骤（3）中，第一阶段预处理的温度为1000 1080℃，所述第二阶段预处理包括奥氏~体化阶段和等温阶段，所述奥氏体化阶段的温度为750 860℃，所述等温阶段的温度为680~ ~

750℃；

在步骤（3）中，所述第一阶段预处理包括：控制炉内升温速率为8 10℃/min，使炉内温~度升至1000 1080℃，保温0.5 3.5h后将试样从炉内取出，空冷到室温，冷却速率为100 130~ ~ ~℃/min；

在步骤（3）中，所述第二阶段预处理包括：将第一阶段预处理得到的试样放入到热处理炉中，控制炉内升温速率为5 8℃/min，使试样加热到750 860℃，保温3 8h；然后控制炉内~ ~ ~冷却速率为3 5℃/min，使试样在炉内冷却至680 750℃，并在此温度下保温4 9h；最后再次~ ~ ~控制炉内冷却速率为3 5℃/min，使试样在炉内冷却至550 650℃，试样出炉空冷；

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在步骤（4）中，所述淬回火热处理中淬火热处理包括：在1050 1150℃奥氏体化保温20~ ~

40min后直接油淬；或，在1050 1150℃奥氏体化保温20‑40min后先油淬到室温，然后加热至~

250 400℃进行10 60min的保温，最后再空冷至室温；

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在步骤（4）中，所述淬回火热处理中回火包括1 3次回火；

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在步骤（4）中，所述淬回火热处理中回火包括：以5 8℃/min的速率升温至500 600℃，~ ~保温1 3h，每次回火后需先空冷至50℃以下再进行下一次回火。

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2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢的原料中S含量不高于0.003wt%，P含量不高于0.008wt%。

3.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述第一阶段预处理后试样组织中一次碳化物的平均尺寸为0.762 1.25μm，一次碳化物相所占的面积比例为0.043% 0.07%。

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说明书

Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明属于热处理工艺技术领域，具体涉及一种Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢及其制备方法。

背景技术

[0002] 随着航空发动机主轴轴承的服役工况愈发恶劣，轴承在工作时承受着极大的压力和摩擦力，对材料性能的要求也越来越高，不仅要求轴承钢在高温下有高而均匀的硬度和耐磨性，还要有一定的韧性以保证较高的疲劳寿命。目前，对于工作温度超过150℃的轴承，主要采用抗回火性能好的高速钢和它的几种改型钢来制造。Cr4Mo4V高温轴承钢是一种钼系高速钢，碳含量较高并且含有Cr、Mo、V主要的碳化物形成元素，这些合金元素与碳元素结合往往形成多种类型的碳化物。1971年，J.E Bridge在Metallurgical Transactions上发表“Carbides in M‑50High Speed Steel”，通过XRD和显微化学分析，检测出Cr4Mo4V钢中的碳化物类型有MC、M2C、M23C6、M7C3、M6C。碳化物对轴承钢的强度、硬度、韧性及疲劳性能都有很大影响，在轴承钢服役过程中，钢长时间受到反复的挤压，由于碳化物与基体硬度差别较大受力变形不均匀，会在硬相的碳化物周围产生裂纹源，并逐渐扩展，影响接触疲劳性能。钟思顺、王昌生在《轴承钢》一书中指出，网状碳化物级别升高1级，可使轴承寿命降低三分之一。此外，碳化物不均匀还会使得在高温固溶时奥氏体中合金元素的分布不均匀，淬火后马氏体的稳定性不均匀，强化效果不均匀，钢的红硬性下降。因此，要改进高温轴承钢的性能，需要从碳化物形状以及尺寸均匀性方面入手，一方面是改进碳化物的形状均匀性，使碳化物尽可能都呈球状；另一方面是改进碳化物的尺寸均匀性，降低碳化物的平均尺寸并使之均匀弥散分布在铁素体基体上。

[0003] 从材料成分角度来说，调整合金元素含量，杨平在《金属热处理》上于2019年(Vol.43,No.08,p1‑7)发表“改进型M50高温用轴承钢的设计与研发”，提出“升Cr降V”的思路，新设计钢种在退火后尺寸较大的一次碳化物MC基本不存在，球状细小碳化物M23C6增多，M23C6、M6C、M2C三种碳化物的平均尺寸为0.45μm，最大不超过5.3μm，但是高温硬度、强度等耐高温性能没有明显提高。

[0004] 因此，现有的高温轴承钢有待改进。

发明内容

[0005] 本发明旨在至少在一定程度上解决相关技术中的技术问题之一。为此，本发明的一个目的在于提出一种Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢及其制备方法，以解决现有高温轴承钢Cr4Mo4V的液析碳化物粗大、碳化物带状网状严重和基体组织不均匀的问题。由此，该高温轴承钢的使用温度和高温性能得以提高，同时提高了轴承钢的疲劳寿命。

[0006] 在本发明的一个方面，本发明提出了一种Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢。根据本发明的实施例，所述Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢包括：

[0007] 0.75wt％～0.90wt％的C；

[0008] 0.16wt％～0.6wt％的Si；

[0009] 0.15wt％～0.35wt％的Mn；

[0010] 3.75wt％～4.75wt％的Cr；

[0011] 3.75wt％～4.50wt％的Mo；

[0012] 0.80wt％～2.00wt％的V；

[0013] 1.5wt％～5.2wt％的Co和W的总和；

[0014] 余量为Fe和不可避免的杂质。

[0015] 根据本发明实施例的Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢，C元素可以保证轴承钢材料具有足够的淬透性、硬度值和耐磨性；V元素是强碳化物形成元素，形成的MC碳化物在稳定牲和硬度两方面均属最高，因此V元素在高温轴承钢中的主要作用是提高耐磨性；Cr元素属于中强碳化物的形成元素，同Mo、V等元素共同加入轴承钢中，可以实现轴承钢各种性能的控制；Mo元素是高温轴承钢中的主加元素，其可以形成一定数量难以溶解的一次碳化物，使轴承钢可接受近熔点的高温淬火，同时也可以形成足够量的二次碳化物来提供二次硬化作用，提高轴承钢的耐磨性。此外，本发明在轴承钢中添加W和Co两种耐高温元素，W和Co的添加在一定程度上对M2C的析出温度有降低的作用，从而可以降低未溶一次碳化物的数量和尺寸；同时W和Co的添加还能促进M2C的形核率，增加二次析出数量；W和Co复合添加后，轴承钢衍射峰位略微左移，晶格常数变大。Co元素作为轴承钢中良好的固溶强化元素，可以取代γ‑Fe中的Fe原子形成无限固溶体，部分W元素也能固溶于马氏体基体之中，促进固溶强化，从而提高轴承钢的高温强度。此外，Co可以有效提高轴承钢中位错密度，为回火过程中碳化物的析出提供更多的形核位点；W作为中强碳化物形成元素可以与C结合形成碳化物，在较高的温度下回火时析出，提高高温轴承钢的二次硬化作用。由此，该高温轴承钢的使用温度和高温性能得以提高，同时提高了轴承钢的疲劳寿命。

[0016] 另外，根据本发明上述实施例的Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢还可以具有如下附加的技术特征：

[0017] 所述Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢的原料中S含量不高于0.003wt％，P含量不高于0.008wt％。

[0018] 在本发明的第二个方面，本发明提出了一种制备Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢的方法，根据本发明的实施例，所述方法包括：

[0019] (1)将所述Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢的原料进行冶炼，以便得到钢锭；

[0020] (2)将所述钢锭进行锻造，以便得到锻造后的钢棒；

[0021] (3)将所述锻造后的钢棒进行第一阶段预处理和第二阶段预处理；

[0022] (4)将步骤(3)得到的试样进行淬回火热处理，以便得到Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢，[0023] 其中，在步骤(3)中，第一阶段预处理的温度为1000～1080℃，所述第二阶段预处理包括奥氏体化阶段和等温阶段，所述奥氏体化阶段的温度为750～860℃，所述等温阶段的温度为680～750℃。

[0024] 根据本发明实施例的制备Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢的方法，按照上述的Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢中各元素含量配比，选取Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢的原料进行冶炼，形成钢锭，将冶炼好的轴承钢锭进行锻造，然后将锻造后的钢棒进行第一阶段预处理，第一阶段预处理的温度为1000～1080℃，从而保证组织中的碳化物可以充分固溶到基体中，特别是尺寸较大的碳化物，进而获得均匀的奥氏体组织；然后进行第二阶段预处理，第二阶段预处理包括奥氏体化阶段和等温阶段，其中，奥氏体化温度为750～860℃，从而使钢棒得到未溶碳化物为核心的奥氏体，为后续碳化物的球化作准备；等温阶段的温度为680～750℃，从而使钢棒组织中的碳化物充分球化，而本申请的高温轴承钢通过两次预处理后组织中的长条大块状碳化物钝化、逐渐趋于球形且比例减少，一次碳化物平均尺寸降低了0.23～0.83μm，硬度降低了30～40HV；接着将第二阶段预处理后的钢棒淬回火热处理，淬回火后显微组织中二次析出的碳化物数量增加10％～40％，组织更加均匀，即可得到上述具有使用温度、高温性能以及疲劳寿命高的Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢。具体的，该高温轴承钢300℃时的抗压强度可达2979～3084MPa，相对于现有轴承钢300℃时的抗压强度增加了100～130MPa，400℃时维氏硬度可达674～680HV。

[0025] 另外，根据本发明上述实施例的制备上述Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢的方法还可以具有如下附加的技术特征：

[0026] 在本发明的一些实施例中，在步骤(2)中，所述锻造包括先镦粗后拔长的锻造，始锻温度为1070～1150℃，锻造比为6～8，终锻温度不低于900℃。由此，可以使得大颗粒的一次性碳化物溶解，得到的奥氏体稳定且足够软，易于塑性变形，保证整个锻造过程中发生动态再结晶。

[0027] 在本发明的一些实施例中，在步骤(3)中，所述第一阶段预处理包括：控制炉内升温速率为8～10℃/min，使炉内温度升至1000～1080℃，保温0.5～3.5h后将试样从炉内取出，空冷到室温，冷却速率为100～130℃/min。由此，避免碳化物重新析出。

[0028] 在本发明的一些实施例中，所述第一阶段预处理后试样组织中一次碳化物的平均尺寸为0.762～1.25μm，一次碳化物相所占的面积比例为0.043％～0.07％。

[0029] 在本发明的一些实施例中，在步骤(3)中，所述第二阶段预处理包括：将第一阶段预处理得到的试样放入到热处理炉中，控制炉内升温速率为5～8℃/min，使试样加热到750～860℃，保温3～8h；然后控制炉内冷却速率为3～5℃/min，使试样在炉内冷却至680～750℃，并在此温度下保温4～9h；最后再次控制炉内冷却速率为3～5℃/min，使试样在炉内冷却至550～650℃，试样出炉空冷。由此，试样组织中的碳化物充分球化，可以得到均匀分布的球状碳化物，试样组织中碳化物的球化效果显著提高。

[0030] 在本发明的一些实施例中，在步骤(4)中，所述淬回火热处理中淬火热处理包括：在1050～1150℃奥氏体化保温20～40min后直接油淬。由此，得到马氏体和未溶碳化物组织。

[0031] 在本发明的一些实施例中，在步骤(4)中，所述淬回火热处理中淬火热处理包括：在1050～1150℃奥氏体化保温20‑40min后先油淬到室温，然后加热至250～400℃进行10～
60min的保温，最后再空冷至室温。由此，可以使得合金元素重新分配，为回火过程合金碳化物的析出提供更多形核位置，促进回火过程中第二相的析出。

[0032] 在本发明的一些实施例中，在步骤(4)中，所述淬回火热处理中回火包括1～3次回火。由此，可以保证轴承钢的强韧性，消减淬火残余应力，同时也可以析出更多数量的回火碳化物，从而在高温轴承钢服役过程中提供二次硬化作用。

[0033] 在本发明的一些实施例中，在步骤(4)中，所述淬回火热处理中回火包括：以5～8℃/min的速率升温至500～600℃，保温1～3h，每次回火后需先空冷至50℃以下再进行下一次回火。

[0034] 本发明的附加方面和优点将在下面的描述中部分给出，部分将从下面的描述中变得明显，或通过本发明的实践了解到。

附图说明

[0035] 本发明的上述和/或附加的方面和优点从结合下面附图对实施例的描述中将变得明显和容易理解，其中：

[0036] 图1是本发明一个实施例的制备Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢的方法流程示意图；

[0037] 图2是Cr4Mo4V钢平衡析出相图；

[0038] 图3是本发明实施例和Cr4Mo4V钢中M2C碳化物的平衡析出图；

[0039] 图4是本发明实施例和Cr4Mo4V钢的XRD对比图；

[0040] 图5是实施例1中第一阶段预处理后试样的SEM图；

[0041] 图6是实施例1中第二阶段预处理后试样的SEM图；

[0042] 图7是实施例1中淬回火热处理后试样的SEM图；

[0043] 图8是实施例2中第一阶段预处理后试样的SEM图；

[0044] 图9是实施例2中第二阶段预处理后试样的SEM图；

[0045] 图10是实施例2中淬回火热处理后试样的SEM图；

[0046] 图11是实施例3中第一阶段预处理后试样的SEM图；

[0047] 图12是实施例3中第二阶段预处理后试样的SEM图；

[0048] 图13是实施例3中淬回火热处理后试样的SEM图。

具体实施方式

[0049] 下面详细描述本发明的实施例，所述实施例的示例在附图中示出，其中自始至终相同或类似的标号表示相同或类似的元件或具有相同或类似功能的元件。下面通过参考附图描述的实施例是示例性的，旨在用于解释本发明，而不能理解为对本发明的限制。

[0050] 在本发明的一个方面，本发明提出了一种Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢。根据本发明的实施例，该Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢包括：0.75wt％～0.90wt％的C；0.16wt％～0.6wt％的Si；0.15wt％～0.35wt％的Mn；3.75wt％～4.75wt％的Cr；3.75wt％～4.50wt％的Mo；0.80wt％～2.00wt％的V；1.5wt％～5.2wt％的Co和W的总和；余量为Fe和不可避免的杂质。

[0051] 发明人发现，C元素在高温高速轴承钢中起到至关重要的作用，保证轴承钢材料具有足够的淬透性、硬度值和耐磨性。碳含量控制在0.75wt～0.90wt％，可以使淬回火后的钢材HV大于697，并且可以避免产生大块碳化物；V元素是强碳化物形成元素，形成的MC碳化物在稳定牲和硬度两方面均属最高，因此V在高温轴承钢中的主要作用是提高耐磨性，同时控制V在高温高速钢中的含量在0.80wt‑2.00wt％之间，使得在回火时析出细小弥散的钒碳化物，具有二次硬化的效果，并能提高红硬性和韧性；Cr元素属于中强碳化物形成元素，在钢中通常以M23C6碳化物的形式存在。控制高温高速钢中的Cr元素含量为3.75wt％～4.75wt％，能提高钢的淬透性和抗回火稳定性，减小淬火变形和细化晶粒，并且对高温轴承钢的抗大气腐蚀以及在高温加热时的抗氧化、抗脱碳也都起了重要作用，同时该含量的Cr与V相配合，可以提高了钢的二次硬化能力；Mo元素是高温轴承钢中的主加元素，在钢中的作用和W元素相似，Mo含量控制在3.75wt％‑4.50wt％，首先可以形成一定数量难以溶解的一次碳化物，使钢可接受近熔点的高温淬火；其次可以形成足够量的二次碳化物来提供二次硬化作用；此外，根据Cr4Mo4V钢平衡析出相图(如图2所示)，M2C碳化物的析出温度最高，添加1.5wt％～5.2wt％的Co和W的总和在一定程度上对M2C的析出温度有降低的作用(如图
3所示)，从而可以降低未溶一次碳化物的数量和尺寸；同时W和Co的添加还能促进M2C的形核率，增加二次析出数量(如图3所示)。并且Co元素作为钢中良好的固溶强化元素，可以取代γ‑Fe中的Fe原子形成无限固溶体，部分W元素也能固溶于马氏体基体之中，促进固溶强化，通过固溶强化作用可以提高钢的高温强度。如图4所示，W和Co复合添加后，相比Cr4Mo4V钢，Cr‑Mo‑Co‑W轴承钢的衍射峰位略微左移，晶格常数变大。Co可以有效提高钢中位错密度，为回火过程中碳化物的析出提供更多的形核位点，W作为中强碳化物形成元素可以与C结合形成碳化钨，在较高的温度下回火时析出，二者结合增加碳化物的析出数量(如图4所示)，提高高温轴承钢的二次硬化作用。综上所述，该高温轴承钢的使用温度和高温性能得以提高，同时提高了轴承钢的疲劳寿命。

[0052] 进一步地，上述Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢的原料中S含量不高于0.003wt％，P含量不高于0.008wt％。具体的，S和P作为轴承钢原料中的杂质元素，其含量过高会严重损害轴承钢的性能，由此本申请控制原料中S和P的含量在上述范围可以保证所得轴承钢具有较高的高温性能和疲劳寿命。

[0053] 在本发明的第二个方面，本发明提出了一种制备Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢的方法。根据本发明的实施例，参考图1，该方法包括：

[0054] S100：将Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢的原料进行冶炼

[0055] 该步骤中，将上述Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢的原料进行冶炼，得到钢锭。优选地，该冶炼方式可以采用双真空冶炼，具体的，将Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢的原料在电弧炉中利用涡流在真空感应和真空自耗相结合的条件下融化，有助于去除氧(通过碳脱氧离子)、氮、氢和硫等杂质。然后采用真空电弧重熔(VAR)再熔化并小心地凝固成铸锭达到净化熔体的目的。需要说明的是，上述原料按照Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢中的成分配比，并且各成分选用超纯净的原材料。

[0056] S200：将钢锭进行锻造

[0057] 该步骤中，将上述得到的钢锭在炉内保温一段时间后进行锻造，得到锻造后的钢棒。具体的，锻造包括先镦粗后拔长的锻造，始锻温度为1070～1150℃，锻造比为6～8，终锻温度不低于900℃。发明人发现，在该锻造条件下，可以使钢锭中大颗粒的一次碳化物溶解，同时在锻造过程中，控制始锻温度至1070‑1150℃，可以防止温度过高产生局部过热或过烧，并且该锻造条件下得到的奥氏体稳定且足够软，易于塑性变形，保证整个锻造过程中发生动态再结晶。

[0058] S300：将锻造后的钢棒进行第一阶段预处理和第二阶段预处理

[0059] 该步骤中，将锻造后的钢棒进行第一阶段预处理和第二阶段预处理。

[0060] 进一步地，第一阶段预处理包括：控制炉内升温速率为8～10℃/min，使炉内温度升至1000～1080℃，然后保温0.5～3.5h后将试样从炉内取出，空冷到室温，冷却速率为100～130℃/min。发明人发现，炉内温度过高，部分奥氏体晶粒尺寸过大，炉内温度过低，不利于组织中的碳化物固溶到基体中，从而导致不能获得均匀的奥氏体组织；如果冷却速率过高，试样会发生开裂，冷却速度过低，会使得碳化物重新析出。需要说明的是，在加热和保温过程中，向炉内通入惰性气体，保证炉内为无氧气氛。具体的，第一阶段预处理后塅坯组织中一次碳化物的平均尺寸为0.762～1.25μm，一次碳化物相所占的面积比例为0.043％～0.07％。

[0061] 进一步地，第二阶段预处理包括奥氏体化阶段和等温阶段，其中奥氏体化阶段的温度为750～860℃，等温阶段的温度为680～750℃。具体的：将第一阶段预处理得到的试样放入到热处理炉中，控制炉内升温速率为5～8℃/min，使试样加热到750～860℃，保温3～8h，使试样奥氏体化，得到未溶碳化物为核心的奥氏体，为后续碳化物的球化作准备；然后控制炉内冷却速率为3～5℃/min，使试样在炉内冷却至680～750℃，并在此温度下保温4～
9h，使试样组织中的碳化物充分球化，得到均匀分布的球状碳化物；最后再次控制炉内冷却速率为3～5℃/min，使塅坯在炉内冷却至550～650℃，试样出炉空冷。由此，试样组织中碳化物的球化效果显著提高，第二阶段预处理后试样的维氏硬度为170～190HV。具体的，在加热和保温过程中，向炉内通入惰性气体，保证炉内为无氧气氛。

[0062] S400：将S300得到的试样进行淬回火热处理

[0063] 该步骤中，将S300得到的试样进行淬回火热处理，得到Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢。根据本发明的实施例，淬回火热处理中淬火热处理可以采用以下两种方式进行：第一种淬火热处理包括：在1050～1150℃奥氏体化保温20～40min后直接油淬，得到马氏体和未溶碳化物组织。第二种淬火热处理包括：在1050～1150℃奥氏体化保温20‑40min后先油淬到室温，然后加热至250～400℃进行10～60min的保温，最后再空冷至室温，从而使合金元素重新分配，为后续回火过程合金碳化物的析出提供更多形核位置，促进回火过程中第二相的析出。

[0064] 进一步地，淬回火热处理中回火包括1～3次回火。具体的，回火过程包括：以5～8℃/min的速率升温至500～600℃，保温1～3h，每次回火后需先空冷至50℃以下再进行下一次回火。由此，可以保证钢的强韧性，消减淬火残余应力，同时也可以析出更多数量的回火碳化物，在高温轴承钢服役过程中提供二次硬化作用。

[0065] 由此，该方法通过合金成分设计和热处理工艺优化，大幅度均匀细化了碳化物和基体组织，从而该方法制得的Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢的使用温度和高温性能得以提高，300℃时的抗压强度可达2630～3084MPa，400℃时的硬度可达674～680HV，同时提高了轴承钢的疲劳寿命。

[0066] 另外，根据本发明实施例的制备Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢的方法还具有如下之一优点：

[0067] (1)同目前广泛应用的传统Cr4Mo4V(M50)高温轴承钢相比较，本发明的Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢中添加了耐高温元素W和Co，W作为中强碳化物形成元素可以与C结合形成碳化物，通过Orowan位错绕过模型 起到第二相强化的作用，并且W元素往往偏聚于晶界，从而提高晶界强度；Co元素固溶于α‑Fe基体产生模量错配效应，增大固溶强化系数kss，i促进固溶强化 同时Co元素在钢中能够降低粗化速率常数k，从而通
过Ostwald熟化速率方程 降低析出相尺寸，增大弥散强化。

[0068] (2)本发明Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢中添加的W元素和Co元素结合，增大了析出强化和固溶强化的贡献，根据 进一步提高了材料的屈服强度，同时使轴承钢具有更高的高温强度，能适用于更高温度的服役条件。

[0069] (3)本发明的两步预处理工艺，与常规的退火预处理工艺相比，组织中的长条大块状碳化物钝化、逐渐趋于球形且比例减少。这是由于在第一阶段预处理中，高温均匀化处理可使M2C型碳化物转变为小块状。高温加速了碳元素和合金元素的扩散，使网状碳化物在位错等缺陷处通过扩散方式不均匀溶解，从而断裂为若干较小的碳化物块，进而碳化物平均尺寸减小。其次，断裂的碳化物块在个体表面能降低的驱动下，由不规则的块体转变为比表面能最低的球状，完成球化过程。

[0070] (4)本发明通过淬火‑配分‑回火热处理工艺，得到的组织更均匀，碳化物的平均尺寸更小，材料的耐磨性和冲击韧性有大的提高。碳分配过程使碳原子从过饱和马氏体分配到奥氏体中，强化奥氏体，并且较低Si含量在碳分配的长时间保温过程中会促进的Fe3C析出，为后续回火过程中合金碳化物的析出提供了更多形核位置，因此回火后Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢中二次碳化物更加弥散。碳分配过程残余奥氏体的部分保留增加了材料的韧性，回火过程析出的弥散碳化物对材料起到了析出强化作用，两种工艺的结合同时提高了轴承钢的硬度及韧性。

[0071] 下面参考具体实施例，对本发明进行描述，需要说明的是，这些实施例仅仅是描述性的，而不以任何方式限制本发明。

[0072] 实施例1

[0073] 一种Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢，化学成分按重量百分数为：C：0.78％、Si：0.19％、Mn：0.20％、Cr：4.01％、Mo：4.20％、V：0.91％、Co+W：4.58％，余量为Fe和不可避免的杂质。

[0074] Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢生产方法及热处理工艺，包括以下步骤：

[0075] (1)冶炼及凝固

[0076] 将Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢原料成分按照配比放入真空感应炉中，加热至原料熔化为钢液后，采用真空自耗电弧炉(VAR)重熔并小心地凝固成钢锭。

[0077] (2)高温扩散与锻造

[0078] 将冶炼好的钢锭加热至1160℃，保温3h后，放在12MN自由锻造液压机上进行先镦粗后拔长的锻造，始锻温度为1070℃，锻造比为6，终锻温度为950℃，将冶炼好的钢锭锻造成直径30mm的圆棒。

[0079] (3)第一阶段预处理

[0080] 锻造后的钢棒加工成30×10×5mm的小方块，放入热处理炉中，控制炉内升温速率为8℃/min，使炉内温度升高至1000℃，保温30min，将试样从炉内取出，控制冷却速率为100℃/min，使试样冷却到室温，完成第一阶段预处理。第一阶段预处理后试样的SEM图如图5所示，从图中可以看出显微组织主要由马氏体、未固溶的一次碳化物和析出的二次碳化物组成，未溶一次碳化物的平均尺寸为1.25μm，所占的面积比例为0.07％。

[0081] (4)第二阶段预处理

[0082] (4‑1)第一阶段预处理完成的试样再次放入到热处理炉中，控制炉内升温速率为6℃/min，使试样加热到860℃，保温5h；

[0083] (4‑2)控制炉内冷却速率为3℃/min，使试样在炉内冷却至750℃，并在此温度下保温9h；

[0084] (4‑3)再次控制炉内冷却速率为3℃/min，使试样在炉内冷却至650℃，试样出炉空冷，完成第二阶段预处理。第二阶段预处理后试样组织的SEM图如图6所示，细小的粒状碳化物弥散分布在铁素体基体上，球化率约为78％。

[0085] (5)淬回火热处理

[0086] 将第二阶段预处理后试样在1100℃，保温30min后油淬；淬火得到的试样以6℃/min的升温速率升温至550℃，保温120min后出炉空冷至室温，重复三次，完成冷作模具钢锻坯的热处理，制得Cr‑Mo‑Co‑W系高温轴承钢。回火后组织的SEM图如图7所示，未固溶碳化物的平均尺寸减小、回火析出碳化物的数量增多。回火后的常温维氏硬度为714HV，400℃时维氏硬度为676HV，300℃时的抗压强度为3084MPa。

[0087] 实施例2

[0088] 一种Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢，化学成分按重量百分数为：C：0.78％、Si：0.19％、Mn：0.20％、Cr：4.01％、Mo：4.20％、V：0.91％、Co+W：4.58％，余量为Fe和不可避免的杂质。

[0089] Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢生产方法及热处理工艺，包括以下步骤：

[0090] (1)冶炼及凝固

[0091] 将Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢原料成分按照配比放入真空感应炉中，加热至原料熔化为钢液后，采用真空自耗电弧炉(VAR)重熔并小心地凝固成铸锭。

[0092] (2)高温扩散与锻造

[0093] 将冶炼好的钢锭加热至1160℃，保温3h后，放在12MN自由锻造液压机上进行先镦粗后拔长的锻造，始锻温度为1070℃，锻造比为6，终锻温度为950℃，冶炼好的钢锭锻造成直径300mm的圆棒。

[0094] (3)第一阶段预处理

[0095] 锻造后的钢棒加工成30×10×5mm的小方块，放入热处理炉中，控制炉内升温速率为8℃/min，使炉内温度升高至1040℃，保温30min，将试样从炉内取出，控制冷速为100℃/min，使试样冷却到室温，完成第一阶段预处理。第一阶段预处理后塅坯的SEM图如图8所示，从图中可以看出显微组织主要由马氏体、未固溶的一次碳化物和析出的二次碳化物组成，未溶一次碳化物的平均尺寸为0.845μm，所占的面积比例为0.056％。

[0096] (4)第二阶段预处理

[0097] (4‑1)第一阶段预处理完成的试样再次放入到热处理炉中，控制炉内升温速率为6℃/min，使试样加热到860℃，保温5h；

[0098] (4‑2)控制炉内冷却速率为3℃/min，使试样在炉内冷却至750℃，并在此温度下保温7h；

[0099] (4‑3)再次控制炉内冷却速率为3℃/min，使试样在炉内冷却至650℃，试样出炉空冷，完成第二阶段预处理。第二阶段预处理后试样组织的SEM图如图9所示，细小的粒状碳化物弥散分布在铁素体基体上，球化率约为90％。

[0100] (5)淬回火热处理

[0101] 将第二阶段预处理后试样在1100℃，保温30min后油淬；淬火得到的试样以6℃/min在550℃，保温120min后出炉空冷至室温，重复三次，完成冷作模具钢锻坯的热处理，制得Cr‑Mo‑Co‑W系高温轴承钢。回火后组织的SEM图如图10所示，未固溶碳化物的平均尺寸减小、回火析出碳化物的数量增多。回火后的常温维氏硬度为730HV，400℃时维氏硬度为680HV，300℃时的抗压强度为2875MPa。

[0102] 实施例3

[0103] 一种Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢，化学成分按重量百分数为：C：0.78％、Si：0.19％、Mn：0.20％、Cr：4.01％、Mo：4.20％、V：0.91％、Co+W：4.58％，余量为Fe和不可避免的杂质。

[0104] Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢生产方法及热处理工艺，包括以下步骤：

[0105] (1)冶炼及凝固

[0106] 将Cr‑Mo‑Co‑W高温轴承钢原料成分，按照配比放入真空感应炉中，加热至原料熔化为钢液后，采用真空自耗电弧炉(VAR)重熔并小心地凝固成铸锭。

[0107] (2)高温扩散与锻造

[0108] 将冶炼好的钢锭加热至1160℃，保温3h后，放在12MN自由锻造液压机上进行先镦粗后拔长的锻造，始锻温度为1070℃，锻造比为6，终锻温度为950℃，冶炼好的钢锭锻造成直径300mm的圆棒。

[0109] (3)第一阶段预处理

[0110] 锻造后的钢棒加工成30×10×5mm的小方块，放入热处理炉中，控制炉内升温速率为8℃/min，使炉内温度升高至1080℃，保温30min，将试样从炉内取出，控制冷速为100℃/min，使试样冷却到室温，完成第一阶段预处理。第一阶段预处理后试样的SEM图如图11所示，从图中可以看出显微组织主要由马氏体、未固溶的一次碳化物和析出的二次碳化物组成，未溶一次碳化物的平均尺寸为0.762μm，所占的面积比例为0.043％。

[0111] (4)第二阶段预处理

[0112] (4‑1)第一阶段预处理完成的试样再次放入到热处理炉中，控制炉内升温速率为6℃/min，使试样加热到860℃，保温5h；

[0113] (4‑2)控制炉内冷却速率为3℃/min，使试样在炉内冷却至750℃，并在此温度下保温5h；

[0114] (4‑3)再次控制炉内冷却速率为3℃/min，使试样在炉内冷却至650℃，试样出炉空冷，完成第二阶段预处理。第二阶段预处理后试样组织的SEM图如图12所示，细小的粒状碳化物弥散分布在铁素体基体上，球化率约为83％。

[0115] (5)淬回火热处理

[0116] 将第二阶段预处理后试样在1100℃，保温30min后油淬；淬火得到的试样以6℃/min在550℃，保温120min后出炉空冷至室温，重复三次，完成冷作模具钢锻坯的热处理，制得Cr‑Mo‑Co‑W系高温轴承钢。回火后组织的SEM图如图13所示，未固溶碳化物的平均尺寸减小、回火析出碳化物的数量增多。回火后的常温维氏硬度为708HV，400℃时维氏硬度为674HV，300℃时的抗压强度为2630MPa。

[0117] 在本说明书的描述中，参考术语“一个实施例”、“一些实施例”、“示例”、“具体示例”、或“一些示例”等的描述意指结合该实施例或示例描述的具体特征、结构、材料或者特点包含于本发明的至少一个实施例或示例中。在本说明书中，对上述术语的示意性表述不必须针对的是相同的实施例或示例。而且，描述的具体特征、结构、材料或者特点可以在任一个或多个实施例或示例中以合适的方式结合。此外，在不相互矛盾的情况下，本领域的技术人员可以将本说明书中描述的不同实施例或示例以及不同实施例或示例的特征进行结合和组合。

[0118] 尽管上面已经示出和描述了本发明的实施例，可以理解的是，上述实施例是示例性的，不能理解为对本发明的限制，本领域的普通技术人员在本发明的范围内可以对上述实施例进行变化、修改、替换和变型。