一种控Ti高Nb长寿命高碳铬轴承钢及制备方法 |
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| 申请号 | CN202410087997.2 | 申请日 | 2024-01-22 | 公开(公告)号 | CN117904539A | 公开(公告)日 | 2024-04-19 |
| 申请人 | 北京科技大学; | 发明人 | 张朝磊; 吴咏锦; 董帅君; 毛新平; 汪水泽; 吴桂林; 高军恒; 吴宏辉; 赵海涛; | ||||
| 摘要 | 一种控Ti高Nb长寿命 轴承 钢 及制备方法，所述轴承钢原料成分如下：C 0.90％～1.10％，S i 0.15％～0.75％，Mn 0.25％～1.25％，Cr 1.40％～1.65％，P≤0.025％，S≤0.020％，Nb 0.040％～0.100％，T i 0.0005％～0.0015％，余量为Fe及不可避免杂质。本 发明 在严格控制残余 钛 含量条件下添加铌微 合金 元素，其 热处理 方法为：轧材加热至750～820℃保温4～6h后随炉冷却至500～550℃，出炉冷却至室温。随后加热至820～860℃，根据钢材厚度设定保温时间，油冷至室温，150～170℃回火2～3小时。通过上述热处理调控轴承钢中 碳 化物，实现了材料整体的强韧性提升和长寿命化一体调控。本发明使得球化 退火 态材料中粒状珠光体尺寸细化，并且使得调质后材料的碳化物尺寸细化、分布均匀化，无缺口室温冲击功提升60～70％、疲劳极限提升20～60MPa。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种控Ti高Nb长寿命高碳铬轴承钢，其特征在于，轴承钢成分质量百分比为：C |
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| 说明书全文 | 一种控Ti高Nb长寿命高碳铬轴承钢及制备方法技术领域背景技术[0003] 高碳铬轴承钢经常规的炉外精炼、连铸和球化退火后，内部冶金质量缺陷较多，例如钢中残存的钛元素形成TiN夹杂物破坏钢的连续性，Ti含量过高导致轴承钢中形成棱角状的TiN，严重影响轴承钢的接触疲劳寿命，因此Ti的含量在轴承钢中不易过高。国家标准《高碳铬轴承钢》GB/T182542016中已将TiN归于非金属夹杂物中并进行限定，目前国内部分钢铁冶炼企业已对轴承钢Ti元素进行控制。以GCr15为代表的轴承钢经热处理后，显微组织相对粗大，存在较多和较大的碳化物颗粒。现存主要问题是未从根本上解决淬火组织中晶界碳化物数量多、尺寸大，以及以循环淬火为主的组织超细化手段显著增大热处理变形等，严重限制了轴承钢的强韧性和抗疲劳性能。 [0004] 2013年1月6号公开的公开号为CN103045957A的专利，名称为一种高碳铬不锈轴承钢，公开的含Nb、V元素的高碳铬轴承钢，按重量百分比计，C 0.9～0.95％，Si 0.8～0.85％，Mn 0.3～0.35％，S＜0.0025％，P＜0.02％，Mo 0.15～0.3％，Cr 3.5～4.0％，N 0.01～0.02％，Ni 0.1～0.2％，Nb 0.02～0.03％，V 0.02～0.03％，余量为铁和不可避免的杂质。其中铌、钒以铌铁中间合金及钒铁中间合金的方式加入，该技术方案降低了轴承钢中的氧含量，提高了轴承钢的抗疲劳裂纹，但其中加入的Ni、Mo、V等元素，成本较高，不适合大批量工业生产，且该专利中没有任何实现高韧性的建议。 [0005] 2023年9月29号公开的公开号为CN116815055A的专利，名称为一种低成本长寿命的轴承钢及其生产方法和热处理方法，公开的含Nb、V元素的高碳铬轴承钢，按重量百分比计，C 0.95％～1.05％、Si 0.32％～0.42％、Mn 0.38％～0.58％、Cr 1.7％～1.9％、Mo 0.4～0.7％、Nb 0 05％～0.07％、V 0.015％～0 025％、Ti≤0.0015％、Alt 0.015～ 0.025％、P≤0.010％、S≤0.010％、T.O≤0.0015％、N≤0.0065％，其余为Fe和其它不可避免的杂质。该技术热处理中选用等温淬火处理、双淬火工艺获取回火贝氏体+回火马氏体+碳化物+残余奥氏体组织，以此提高轴承钢的韧性和疲劳性能。但该技术中加入的V、Mo元素成本较高，且后续双淬火工艺是必须的工作，为了确保适当的显微组织，需要严格控制盐浴的时间和温度，因此存在实施过程中成分偏高、工序负荷变大的问题。 [0006] 强碳化物合金元素对钢材的影响探究主要集中于中低碳钢领域，但近年来向中高碳钢中添加强碳化物形成元素已经开展了一系列创新性的基础研究和应用推广工作。针对高碳轴承钢中的显微组织调控以提升轴承钢强韧性和抗疲劳性能需求，开展铌微合金在钢中的作用机理及应用基础研究工作。与传统的中低碳钢的微合金化不同，传统的微合金化中一般加入微合金含量不超过0.05％，主要作用是抑制低中碳合金钢的原始奥氏体晶粒尺寸，从而细化组织提高韧性。而轴承钢属于中高碳钢，需要强碳化物合金化提升轴承钢中碳化物的稳定性，实现轴承钢碳化物的细质化、均匀化和稳定化调控，以达到大幅度提升轴承钢的强韧性和疲劳极限。 发明内容[0007] 本发明所要解决的技术问题在于上述现有技术的不足，通过控制化学成分和热处理工艺，有效地解决了现有技术中淬火组织中晶界碳化物数量多、尺寸大从而恶化韧性等问题。本发明的方法得到的铌微合金化轴承钢具有优良的力学性能和高可靠性，室温冲击功增强60～70％、疲劳极限增强20～60MPa。 [0008] 本发明具体技术方案如下： [0009] 一种控Ti高Nb长寿命高碳铬轴承钢，其特征在于，原料包括以下重量百分含量的成分： [0010] C 0.90％～1.10％，Si 0.15％～0.75％，Mn 0.25％～1.25％，Cr 1.40％～1.65％，P≤0.025％，S≤0.020％，Nb 0.040％～0.100％，Ti 0.0005％～0.0015％，余量为Fe及不可避免杂质。 [0011] 所述的控Ti高Nb长寿命轴承钢的成分严格控制于：1.2≤Cr/Mn≤6.0[0012] 所述的控Ti高Nb长寿命轴承钢的成分严格控制于：40≤Nb/Ti≤100[0013] C 0.90％～1.10％ [0014] C是提高淬火和回火后的硬度、耐磨性以及疲劳寿命的元素。但如果C含量过少，则不能得到充分的硬度实现其耐磨性。另一方面，当C大于1.20％时，不仅对韧性产生抑制，而且钢材的硬度过高，易于导致其加工和锻造性能降低。因此，C设为0.9～1.10％，优先选择1.00％。 [0015] Si 0.15％～0.75％ [0016] Si有利于钢的脱氧，给材料提供必要的淬透性并提高强度。在高碳铬轴承钢中，Si可对增大钢的过热敏感性、裂纹和脱碳倾向。另一方面，当含有大量Si时，材料的硬度增大，抑制加工性和锻造性能等。因此，Si设为0.15～0.75％，优先选择0.2～0.4％之间。 [0017] Mn 0.25％～1.25％ [0018] Mn有利于钢的脱氧，给材料提供必要的淬透性并提高强度。Mn能固定钢中S的形态并形成对钢的性能危害较小的MnS和(Fe,Mn)S，减少或抑制FeS的生成，在高碳铬轴承钢中含有少量的Mn，能提高钢的性能和纯洁度。另一方面，Mn含量过高，会使钢种残余奥氏体增加，钢的过热敏感性和裂纹倾向性增强，且尺寸稳定降低。因此，Mn设置为0.25～1.25％，优先选择0.25～0.50％ [0019] Cr 1.40％～1.65％ [0020] Cr是提高淬透性的元素，为了充分发挥效果，Cr通常需要1.40％以上。另一方面，当过量添加Cr时，因为在淬火后的冷却过程中会促进晶界的碳化物析出，所以会韧性产生不利影响，为了防止这种情况，Cr元素设置为1.40～1.65％，优先选择1.50％。 [0021] P≤0.025％ [0022] P是钢种不可避免的含有的杂质元素，在晶界偏析，使钢的韧性恶化。因此，P为0.025％以下，更优选择0.020％以下。 [0023] S≤0.020％ [0024] S是与Mn键合而形成MnS并使韧性劣化元素，因此，S为0.020％以下，优选设为0.010％以下。 [0025] Nb 0.040％～0.100％ [0026] Nb是一种强碳化物元素，可以通过冶炼、铸造、热轧和热处理等工艺进行单一或联合添加，形成单一或复合的强碳化物，实现轴承钢中碳化物尺寸的细质化、均质化与稳定化，提升新型轴承钢的硬度、强韧性和接触疲劳性能。在中高碳钢中，铌微合金元素可以显著的细化晶粒，提高显微组织的精细程度和均匀性，进而提高钢的塑韧性；Nb既可在奥氏体较高温度区域内溶解，也可在低温下重新析出，不仅可以抑制晶粒长大，还可析出强化。此外，铌作为强碳化物形成元素，对碳元素的扩散和碳化物的形成影响很大，因此，本发明通过加入适量的Nb微合金元素，从而实现对碳化物数量、尺寸、形态和分布的调控。 [0027] Ti 0.0005％～0.0015％ [0028] 钛在高碳钢中易于与氮形成氮化钛夹杂，破坏钢的连续性，在外加变形力情况下易于产生应力集中，钢在热变形或者热处理中，由于金属基体与TiN夹杂物的热膨胀系数不同，在金属与TiN夹杂界面形成裂纹，会进一步导致轴承钢韧性、强度的降低，降低轴承钢制成轴承后的疲劳寿命，因此严格控制Ti含量，本发明所述长寿命轴承钢中钛元素含量满足：Ti0.0005％～0.0015％。 [0029] 如上所述的控Ti高Nb长寿命高碳铬轴承钢的制备方法，其特征在于，所述轴承钢制备步骤为：经过真空感应熔炼后浇铸成钢坯后进行热轧，热轧及后续热处理工艺流程为：加热炉加热→控轧控冷→钢材轧态成品→球化退火→下料→淬火+回火(调质处理)→表面处理→轴承。 [0030] 进一步地，所述加热炉加热为：均热段控制在1200～1220℃，总加热时间不超过3h。加热炉均热段温度控制在1200～1220℃，并保持不超过25℃/min的加热速度，总加热时间保持2～3h。作用是一方面为了减少树枝状偏析、消除大块共晶碳化物，另一方面使得C、Cr、Nb等元素充分固溶于奥氏体，更有效的发挥Nb的作用。 [0031] 进一步地，所述控轧控冷工艺为：加热后的方坯经过高压水除鳞后进入轧制机组进行轧制，开轧温度控制在1100～1150℃，终轧温度控制在850～900℃，轧后选择快速穿水冷却，得到Φ30‑70mm的棒材；轧态组织中的残余奥氏体分布均匀，实现二次渗碳体析出和珠光体转变的有效控制。轧后选择快速穿水冷却，使得相变后组织中的残余奥氏体分布均匀，为了实现二次渗碳体析出和珠光体转变的有效控制。 [0032] 进一步地，所述球化退火为：对轧后棒材加热至750～820℃保温4～6h后随炉冷却至500～550℃，出炉冷却至室温，形成均匀、细小的球化退火组织，球化等级2～4级；退火棒材的粒状珠光体尺寸细化了40％～50％。 [0033] 进一步地，所述淬火为：对上一步获得的退火态棒材进行淬火处理，淬火加热至820～860℃，工艺优选840℃，保温时间由实验钢材的厚度决定，淬火冷却方式优选油淬。 [0034] 进一步地，所述回火为：回火温度150～170℃，回火时间2～3小时，工艺优选150℃、2h，回火冷却方式优选空冷。本发明经淬火+回火后，形成马氏体和未溶碳化物的调质态组织；调质后材料的碳化物尺寸细化、分布均匀化，实现晶界净化，无缺口室温冲击功增强60～70％、疲劳极限提升20～60MPa。 [0035] 本发明提供的调控碳化物细化均匀化实现高强韧的微合金化轴承钢及制备方法，通过控制钢中Ti含量，在不限制Cu、V、Mo等元素的情况下，添加高含量的铌微合金元素用于调控钢中碳化物，消除晶界碳化物的不利影响，经过大量实验数据验证控Ti高Nb情况下可实现无晶界碳化物的淬火组织控制，实现高硬度高强韧的一体调控，同时具有高的抗疲劳性能。 [0036] 发明的效果 [0037] 本发明是淬火后的马氏体组织和未溶球状碳化物的两相组织的高碳铬轴承钢，其中未溶解渗碳体的长径比均值≤1.4，均匀分散度高，因此，变形时在渗碳体端部引起应力集中进而致使开裂的板状或柱状渗碳体少，且接近于不容易引起应力集中的球状渗碳体均匀分散，形成了渗碳体成为裂纹产生部位的危险性低的组织，进而提高了钢材的强韧性和抗疲劳性能。另外，原奥氏体晶界上的球状渗碳体的净化作用，可以抑制使韧性变差的晶界脆化。因此，本发明虽然为高碳铬轴承钢，但未溶渗碳体成为脆化源点的危害性低，夏比冲2 击韧性为65J/cm以上，且硬度超过60HRC以上，在不牺牲强硬度的条件下提高了疲劳极限的优异钢材。本发明轴承钢的成分原料设计关键在于铌微合金化和严格控制残余钛元素含量，实现了碳化物的调控，强韧性和疲劳性能增强，对于提升高端轴承性能及应用技术水平，以及突破轴承钢共性短板具有十分重要的科学意义和应用价值。 附图说明 [0038] 附图1为热处理工艺曲线示意图， [0039] 附图2为对比例1控Ti不含铌高碳铬轴承钢球化退火态显微组织，附图3为实施例5控Ti含铌高碳铬轴承钢球化退火态显微组织，附图4为对比例3未控Ti含铌高碳铬轴承钢球化退火态显微组织，附图5为对比例1控Ti不含铌高碳铬轴承钢调质态显微组织，附图6为实施例5控Ti含铌高碳铬轴承钢调质态显微组织， [0040] 附图7为对比例3未控Ti含铌高碳铬轴承钢调质态显微组织。 具体实施方式[0041] 下面结合附图和实施例，对本发明的技术方案做进一步的详细描述。 [0042] 对比例1为不含铌、未控Ti的高碳铬轴承钢，对比例2～5为含铌微合金元素、未控Ti条件下的高碳铬轴承钢，实施例1～7为不同铌微合金元素含量、控Ti条件下的高碳铬轴承钢，合金成分如表1所示(其中，Nb以铌铁合金的形式在冶金末期加入)。 [0043] 表1实施例和对比例的合金成分(质量百分比，％) [0044] [0046] 以上实施例和对比例中所述的控Ti高Nb长寿命轴承钢的经冶炼后的轧制和后续热处理工艺流程为：加热炉加热→控轧控冷→钢材轧态成品→球化退火→下料→淬火+回火→表面处理→轴承，其中热处理工艺曲线如图1所示。淬火加热温度820～860℃，淬火加热时间1.5min/mm，其中尺寸按试样最薄方向计算，回火温度150～170℃，回火时间2h。 [0047] 图2～3所示的为控Ti情况下Nb微合金元素对球化退火态高碳铬轴承钢材显微组织的影响，Nb微合金元素细化了粒状珠光体，数学统计结果表示粒状珠光体尺寸由0.70μm减少至0.40μm，细化比例为42.8％。对比图4中未控Ti情况下含Nb元素的轴承钢显微组织发现，粒状珠光体的尺寸均匀性降低，未控Ti情况下棒状珠光体多于控Ti情况。 [0048] 实施例5和不含Nb高碳铬轴承钢的对比例1调质态组织如图5～6所示，其中结果显示了碳化物出现了明显的细化、圆整度增大，结果选用长径比表示圆整度，长径比越接近于1，表明材料的圆整度越大。其数学统计结果表示未溶碳化物尺寸由0.57μm减小至0.35μm，细化比例为62％。对比图7中未控Ti情况下含Nb元素的轴承钢显微组织发现，未控Ti情况下未溶碳化物面积分布均匀性较差，尺寸大于控Ti时轴承钢，且仍存在晶界处粗大的碳化物形貌。 [0049] 表2显示了实施例和比较例在本发明的实施方式中调制态未溶碳化物长径比、以HRC表示的硬度、抗拉强度、强塑积、冲击韧性和疲劳极限。 [0050] 表2实施例和对比例调质态实验数据表 [0051] [0052] 实施例和对比例的调质态静力韧性即强塑积测试结果如表2所示。强塑积可以表征金属材料在静拉伸时强韧性水平的静力物性，对于在服役中有可能遇到偶然过载的机件，是必须考虑的重要指标。高的强塑积值可以显著提高构件抗冲撞能力。通过控制残余钛元素含量和添加铌微合金，可以使得本发明中的微合金化轴承钢静力韧性最高提升。 [0053] 实施例钢的No.1～7均具有60HRC以上的硬度，同时无缺口冲击具有65J以上的优异韧性。该高韧性是由于本发明中添加的Nb微合金元素细化了碳化物，尤其是晶界碳化物的净化作用，使得试验钢材在夏比冲击试验机中被击打时不会发生脆性断裂，而是在发生一定程度的韧性变形之后断裂。对比例No.1在控制Ti元素的情况下未添加Nb微合金元素，其化学成分在本发明范围内，但是热处理后性能结果大多在本发明范围之外，其中冲击韧性均低于实施例钢。 [0054] 对比例No.2～3的结果表明，通过适当的控制Ti元素，对于同时实现硬度‑韧性的提升是有效的。此外，对比例与实施例的结果表明，虽然Nb微合金元素可以同时获得强硬、韧性，但Ti微合金元素对于Nb元素在钢中的存在状态及作用具有不利影响。 [0055] 对比例No.4的结果表明，较低含量的Nb微合金元素虽然提高了冲击韧性且并未降低疲劳极限，但其碳化物的长径比仍然较高，对钢材的静力韧性提升并不显著，表明组织中棒状碳化物的存在产生了较高的应力集中开裂风险，对碳化物的细化调控效果较差。同时，对比例5中较高含量的Nb微合金元素不仅降低了钢材的冲击韧性，还对疲劳极限产生损害，表明微量的Nb元素可通过调控钢中碳化物实现性能提升，但当含量超出一定范围后，未溶Nb元素在钢中作为夹杂的形式存在，导致钢中夹杂物含量过多，影响钢材性能。 |
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