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一种超强超硬高温不锈轴承 齿轮 钢及制备方法

阅读：744发布：2024-01-14

专利汇可以提供一种超强超硬高温不锈轴承齿轮钢及制备方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且一种超强超硬高温不锈轴承齿轮钢，化学元素及其合金元素重量百分配比：C：0.09～0.18％，Mn：≤0.5％，Si：≤0.5％，Cr：11.0～14.0％，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Cr/Mo：2～3，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％，[S]+[P]+[O]+[N]+[H]≤0.0080％。其余为Fe及不可避免的杂质。其制备包括以下工艺过程：成分配比与控制→ 真空冶炼 →钢锭热加工成材→钢材表面复合化学硬化处理→钢材热处理。优点在于，满足服役过程中承受高温及腐蚀环境作用轴承齿轮钢的要求，达到超高强度、超高硬度、高韧性、高温性能、耐腐蚀性能的良好配合。，下面是一种超强超硬高温不锈轴承齿轮钢及制备方法专利的具体信息内容。

权利要求

1.一种超强超硬高温不锈轴承齿轮钢，其特征在于，化学成分重量百分配比为：C：0.09～0.18％，Mn：≤0.5％，Si：≤0.5％，Cr：11.0～14.0％，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％，，其余为Fe及不可避免的杂质。
2.如权利要求1所述的齿轮钢，其特征在于，包括以下合金元素配比关系：Cr/Mo：2～3，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％。
3.一种权利要求1所述的齿轮钢的制备方法，其特征在于，包括以下工艺步骤：
(1)真空冶炼：选用高纯度原材料，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；控制[S]+[P]+[O]+[N]+[H]≤0.0080％；砷锡钛铋铅杂质含量控制：
As+Sn+Ti+Sb+Pb≤0.060％；
(2)钢锭热加工成材：包括高温扩散工艺和锻造(轧制)工艺。其中高温扩散要求加热温度不低于1200℃，保温时间20小时～30小时；锻造或轧制工艺要求钢锭加热温度在1000℃～1150℃，锻后进行600℃～700℃退火，其中要求终锻温度900～950℃；晶粒度细于6级。
(3)钢的表面硬化处理：采用渗碳和渗氮复合化学热处理工艺进行表面硬化处理，首先在940℃～980℃渗碳，碳势控制范围0.8～1.2％，渗碳厚度1.4mm～3.0mm；
(4)钢的热处理：采用1000℃～1150℃油淬，随后进行低于-80℃～-90℃深冷处理工艺，并经过500℃～540℃回火处理。
(5)钢的表面硬化处理：采用渗氮工艺进行表面硬化处理，500℃～540℃渗氮，渗氮厚度0.4mm～0.8mm。
4.如权利要求3所述的方法，其特征在于，步骤(1)中，真空冶炼后钢锭中[S]+[P]+[O]+[N]+[H]≤0.0080％。
5.如权利要求3所述的方法，其特征在于，步骤(3)中，钢锭镦拔次数2～4次，钢锭在锻造过程中变形比8～12。
6.如权利要求3所述的超强超硬高温不锈轴承齿轮钢的制造方法，其特征在于，步骤(4)中，钢材在热处理过程中其回火和深冷次数2次～3次，抗拉强度不小于1900MPa，屈服强度不小于1500MPa，芯部硬度不低于50HRC，冲击功不小于70J，断裂韧性不小于90MPa m1/2。
7.如权利要求3所述的造方法，其特征在于，步骤(2)中，渗碳渗氮表面室温硬度不小于
1000HV，500℃保温不少于100小时其表面室温硬度不小于60HRC。

说明书全文

一种超强超硬高温不锈轴承 齿轮 钢及制备方法

技术领域

[0001] 本发明涉及一种金属材料，特别涉及一种超强超硬高温不锈轴承齿轮钢及制备方法，属于冶金技术领域。

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。上世纪60年代发展的轴承钢M50和轴承齿轮钢CBS600、CBS1000M、M50NiL以及齿轮16Cr3MoVNb，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，但其耐蚀性能较差和渗碳处理后表面硬度较低。

[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。新发明超强超硬高温不锈轴承齿轮钢，在添加适量的Cr元素，获得要求的耐蚀性能基础上，主要采用碳化物强化机理设计成分，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Rm≥1900MPa，屈服强度Rp0.2≥1500MPa，其断裂韧性KIC值可达到90MPa.m1/2以上。渗碳渗氮表面室温硬度可达到HRC68以上，并在500℃时保持HRC60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，其抗拉强度Rm达到
1714MPa以上，断裂韧性KIC达到77.47MPa.m1/2。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。抗拉强度可以达到Rm≥1759MPa，断裂韧性KIC达到
64.8MPa.m1/2。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，钢铁研究总院专利Zl201110156328.9所研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1800MPa，断裂韧性KIC达到105MPa.m1/2，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，发明钢具有更高强度、更高硬度以及高温性能和耐疲劳性能。

[0005] 发明钢通过化学成分设计与元素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渗氮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] 本发明目的就是开发一种超强超硬高温不锈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。实现上述目的的具体技术方案为：一种超强超硬高温不锈轴承齿轮钢，包括如下重量百分配比的化学元素以及相互之间配比关系范围：C：0.09～0.18％，Mn：≤0.5％，Si：≤0.5％，Cr：11.0～14.0％，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Cr/Mo：2～3，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％，[S]+[P]+[O]+[N]+[H]≤0.0080％。其余为Fe及不可避免的杂质。

[0007] 本发明采用高温、耐蚀和强韧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，通过调整Cr—Mo、Co—Mo、W—Mo元素匹配，提高钢的室温和高温强度；通过添加Mo—W—V—Nb元素使钢获得良好高温性能，通过添加Mo—W元素和V—Nb元素之间匹配，提高钢的强韧性能稳定性，控制工艺过程中的晶粒度；通过添加C—Cr—Co—Nb—Mo—V—W元素，并经过渗碳渗氮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，使钢获得超高强度、表面超高硬度和高韧性的良好配合。

[0008] 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0.09％，上限不超过0.18％。

[0009] 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10％以上可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不仅降低抗回火性，进而影响钢的硬度，还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11.0～14.0％之间。

[0010] 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％。

[0011] 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，其中铬钼配比关系Cr/Mo控制在2～3，钴钼配比关系Co/Mo控制在2～3。

[0012] 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。

[0013] 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％。

[0014] 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。

[0015] 为了保证钢的高性能，将砷锡钛铋铅等杂质元素等控制在下列水平：As+Sn+Ti+Sb+Pb≤0.060％。精炼原材料和双真空冶炼后，硫、磷、氧、氮、氢含量[S]+[P]+[O]+[N]+[H]≤0.0080％。

[0016] 本发明钢的制备方法：采用真空感应炉熔炼与真空自耗炉重熔工艺相结合超纯净冶炼工艺。

[0017] 自耗锭应在加热温度1200℃～1260℃，保温时间不小于20小时进行高温扩散均质化处理，

[0018] 自耗锭应在随后在1000℃～1150℃之间进行锻造(轧制)热加工。热加工后进行600℃～700℃退火；其中要求终锻温度900℃～950℃。热加工试件经过940℃～960℃正火或者620～650℃退火后进行加工，

[0019] 试件首先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～3.0mm。随后经过1000℃～1150℃油淬，并进行低于-85℃深冷处理工艺，经过500℃～540℃回火处理。其中深冷与回火次数2～3次。

[0020] 最后进行渗氮处理，渗氮厚度0.4mm～0.8mm，达到下列性能：抗拉强度Rm不小于1/2
1900MPa，屈服强度R0.2P不小于1500MPa，冲击功AKU不小于70J，断裂韧性不小于90MPa m ；
渗碳渗氮表面室温硬度不小于68HRC；500℃温度保温100～120小时，渗碳渗氮表面室温硬度不小于60HRC，冲击功AKU不小于60J。

[0021] 本发明与现有技术相比具有超高强度、超高硬度、高韧性以及良好的高温性能与耐腐蚀性能。

具体实施方式

[0022] 具体实施方式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。

[0023] 表1发明钢与对比钢化学成分范围(％)，余量为Fe

[0024]

[0025] 从表2可以看出，相比美国专利US5424028，发明钢加入W元素，和8#对比，钢发明钢调整Cr元素和后，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％～1.0％时，断裂韧性KIC均超过85MPa√m，最高达到120MPa√m。发明钢中W含量保持在0.48％～1.0％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190OMPa断裂韧性均超过90MPa√m，最高达到100MPa√m。

[0026] 表2发明钢与对比钢强度与韧性对比表

[0027]

[0028] 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，发明钢耐盐雾腐蚀性与7#和8#对比钢相当，基本在一个水平范围内，与8#对比钢相比，发明钢由于经过渗碳渗氮处理，具有较高的表面硬度，其抗滑动摩擦磨损能力和旋弯疲劳极限强度较高，但具有较好的耐热性能。

[0029] 表3为发明钢与对比钢的硬度、弯曲疲劳、磨损率和腐蚀率对比表。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1060～1100℃、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℃～540℃×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。其中8#对比钢(中国专利Zl201110156328.9)热处理制度为1060℃×1h油淬+(-80℃)500℃×2h+(-80℃)500℃×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。其中发明钢表面渗碳渗氮处理条件为：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，500℃～
540℃渗氮。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。

[0030] 表3，发明钢与对比钢硬度、腐蚀率及旋弯疲劳强度对比表

[0031]

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