一种长寿命高可靠性大原子合金化高温轴承钢及制造方法与流程

1.本发明属于高温轴承钢强韧化与抗疲劳化技术领域，特别是提供了一种长寿命高可靠性大原子合金化高温轴承钢及制造方法。通过稀土ce、la、nb、zr等大原子合金化的新型合金化成分设计技术和真空感应 真空自耗 高温扩散 多向锻造等装备工艺，制备出夹杂物、碳化物和基体组织大幅度细化的高温轴承钢。
技术背景
2.经过50多年发展，轴承钢经历了以室温轴承钢gcr15和440c代表的第一代轴承钢、以耐温不高于350℃的m50和m50nil为代表的第二代轴承钢以及更高耐温耐蚀性能的cronidur30和css
‑
42l为代表的第三代轴承钢。鉴于m50钢的工艺性能好、成本可接受及其良好的接触疲劳性能和耐温性能而成为国内外高温轴承的主打材料。但现有m50钢的强韧性及抗接触疲劳寿命不足，无法满足高端装备更高长寿命与更高高可靠性要求。
3.目前m50(8cr4mo4v)主要通过真空感应(vim)加真空自耗的双真空工艺冶炼然后通过高温扩散后热锻或热轧成材。对8cr4mo4v钢进行双真空冶炼不仅可以大幅度减少和减小钢中的非金属夹杂物数量与尺寸，而且可以提升轴承钢基体组织与碳化物的均匀性，成为现阶段8cr4mo4v钢优异的冶炼工艺。所以通过双真空生产的高温轴承钢8cr4mo4v纯净度很高，实现了钢中氧含量达到5ppm和非金属夹杂物总级别不大于1级(氧化物 硫化物 点状)的超纯净冶金质量。然而8cr4mo4v钢属莱氏体钢，在凝固过程中形成主要沿铸态晶界呈网状分布的鱼骨状共晶莱氏体组织，割裂了基体组织，严重降低了8cr4mo4v钢的强韧性。虽然该铸态莱氏体组织在后续的热形变过程中可以通过墩拔多向变形和后续的热处理实现部分破碎和细化，但仍旧残留着尺寸达到35
‑
70微米的分布不均的大颗粒共晶碳化物，成为8cr4mo4v钢疲劳裂纹的主要控制因素，严重地影响着钢的接触疲劳寿命。由于8cr4mo4v钢中含有颗粒尺寸超过夹杂物的大量大颗粒碳化物，导致其在200℃和4.5gpa赫兹应力下的接触疲劳寿命仅仅为l
10
≥0.20
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0.40x107次。因此相对于碳化物颗粒细小的轴承钢gcr15的接触疲劳行为主要受到大颗粒夹杂物控制，而含有粗大碳化物的轴承钢8cr4mo4v，大颗粒碳化物数量和尺寸远远超过了夹杂杂物数量与尺寸，导致其接触疲劳行为主要受到钢中大颗粒碳化物控制。因此如何在高洁净度冶炼的条件下，解决m50钢中碳化物的颗粒粗大和不均匀差的问题，成为实现轴承钢8cr4mov的长寿命化和高可靠性所需要解决的主要问题。
4.稀土(ce和la)是高碳钢添加的一种有益元素，它可以改变莱氏体中碳化物形态，使得莱氏体中碳化物由片状转变为颗粒状，减小一次碳化物尺寸，起到碳化物细化和等轴化作用。但是单独的稀土合金化不能改变碳化物的分布。研究表明，nb和zr是促进铁素体体积分数增大和促进晶界铁素体形成倾向的元素，因此nb和zr等大原子元素具有高碳钢中降低碳化物晶界分布的一种重要元素。通过添加nb和zr可以减少铸态8cr4mo4v钢中莱氏体数量，改善钢中莱氏体碳化物晶界分布倾向。同时由于nb和zr的添加，大幅度细化铸态莱氏体碳化物尺寸和提高碳化物分布均匀性，为8cr4mo4v钢的控锻控冷细化基体组织提供了抑制晶粒粗化的第二相。因此通过nb和zr合金化设计与高温扩散和多向热变形相结合，可以大
幅改善8cr4mo4v的碳化物带状和碳化物网状级别。另外由于碳化物细化和均匀化以及高稳定性nbc和zrc存在，可以提高高温奥氏体化条件下的碳化物对奥氏体晶粒长大的阻碍作用，细化晶粒尺寸、提高高温晶粒尺寸稳定性，最终大幅提升了强韧性和接触疲劳性能。稀土ce、稀土la、nb和zr等原子半径不仅远远大于c、b、n等间隙固溶小原子的原子半径，而且也比fe原子的半径高出10
‑
20％，因此本专利把ce、la、nb和zr等大原子添加技术的新型合金化技术称为新一代高温轴承钢大原子元素合金化技术。


技术实现要素：

5.本发明的目的在于提供一种长寿命高可靠性大原子合金化高温轴承钢及制造方法，即一种大幅细化轴承钢8cr4mo4v莱氏体碳化物和基体组织的大原子合金化设计、双真空冶炼和多向锻造相结合的高碳轴承钢及其制造方法。解决了传统高温轴承钢8cr4mo4v的大颗粒夹杂物粗大、碳化物带状网状严重和基体组织粗大不均匀问题，大幅度提升8cr4mo4v的强韧性和接触疲劳性能。发明钢的高强韧性和超高接触疲劳性能为高温环境下长寿命高可靠性的传动系统用轴承制造提供了理想材料基础。本发明所阐述的以稀土和nb、zr等大原子合金化为主要特征的新型高温轴承钢8cr4mo4v，在4.5gpa的赫兹应力和200℃等接触疲劳等推力片接触疲劳测试条件下，具有最高可达高温接触疲劳性能l
10
≥4.0x107次，比传统8cr4mov的接触疲劳寿命提升10倍以上。
6.为了实现高温轴承钢8cr4mo4v的超纯净、碳化物细化和基体组织细化，大幅提升轴承钢带状碳化物与网状碳化物等冶金质量，本发明提出了稀土(ce、la)、nb和zr单独或联合添加的合金化设计的高温轴承钢大原子元素设计技术，然后通过vim var的双真空冶炼、自耗锭长时扩散均匀化和多向锻造技术等创新成分与工艺设计，形成一种高温轴承钢8cr4mo4v的大原子合金化设计及其制造方法。本发明钢具有在4.5gpa赫兹应力和200℃等接触疲劳等推力片接触疲劳测试条件下，高温接触疲劳寿命最高可以达到l
10
≥4.0x107次，比传统8cr4mov提升10倍以上，为长寿命与高可靠性高温轴承制造奠定了优异的高温轴承钢材料基础。
7.由于稀土、nb、zr等大原子的单独和联合添加，再加上双真空冶炼、长时高温扩散和多向均质化锻造等8cr4mo4v的制备技术，提高了碳化物细化效果和分布均匀性，最终将奥氏体化后的8cr4mo4v轴承钢的原始奥氏体晶粒尺寸也从传统的8级晶粒度提高到了10级晶粒度，晶粒度级差也由2级提升到1级以内。
8.本发明钢在钢的化学成分上，在传统m50钢化学成分的基础上进行稀土ce、la与金属nb和zr等大原子合金化设计，具体化学成分重量百分数为:c：0.75
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0.85％、cr：3.75
‑
4.25％、mo：4.0
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4.5％、v：0.90
‑
1.10％、si：≤0.35％，mn：≤0.35％、p：≤0.015％、s：≤0.0080％、cu：≤0.20％、ni：≤0.25％、co：≤0.25％、w：≤0.25％、nb：≤0.20％、zr：≤0.20％、ce：≤0.05％、la：≤0.05％，余量fe；其中稀土ce、la、nb和zr等合金化元素联合添加，但合金总量限制在0.05≤ce la nb zr≤0.30％的范围内。
9.本发明在冶炼工艺、热变形工艺和热处理工艺上，冶炼采取高纯净度原材料、真空感应熔炼制造自耗坯和真空自耗最终冶炼的高纯净度冶炼工艺装备，形成铸坯中大颗粒非金属夹杂物尺寸≤20微米。在热变形方面，首先采用高温扩散处理，保证高温扩散时间不低于10小时，然后采用墩拔相结合的多向变形，保证每次墩拔变形量不低于50％和墩拔次数
不低于2次，以确保夹杂物、碳化物以及基体组织均匀性，实现碳化物网状和碳化物带状级别不高于1级；在热处理方面，通过球化处理获得球状碳化物均匀分布的球化热处理组织，通过淬火和回火处理获得硬度不低于62hrc、抗拉强度不低于2.6gpa以及冲击韧性aku不低于7j的性能。通过以上工艺获得的8cr4mo4v钢在4.5gpa的赫兹应力和200℃测试温度下的推力片式接触疲劳寿命最高达到l
10
≥4.0x107次，比传统成分与工艺制备的8cr4mo4v轴承钢提升10倍以上。
10.本发明各元素的作用及配比依据如下：
11.碳元素(c)：高温轴承钢中的c元素是保证材料具有足够的淬透性、硬度值和耐磨性的最重要的元素之一。研究指出，为使淬回火后的钢材hrc大于60，至少要加入0.75％以上的碳，碳除了能够保证室温下轴承钢有足够的硬度外，还要保证有足够的高温硬度、强度和耐磨性能。但是再增加碳含量，硬度提高不多，反而会产生大块碳化物.因此碳含量以不超过0.85％为宜。
12.铬元素(cr)：铬在高温轴承钢中，含量一般在4.00％左右。退火状态下，铬多以m
23
c6型碳化物存在，淬火后，此种碳化物几乎全部固溶于基体中，这对于提高钢的淬透性、抗回火稳定性、红硬性和防锈性能都是有利的。过高过低铬含量对耐蚀性和强韧性不利，为此m50钢中的铬含量一般控制在3.75％
‑
4.25％。
13.钼元素(mo)：钼在高温轴承钢中起着重要的作用，如提高钢的抗回火稳定性，提高高温强度、耐磨性、淬透性、细化晶粒提高韧性，减小淬火变形。研究表明当mo含量为4％左右时，可以实现耐高温性和强韧性的最佳匹配。因此本发明将钼含量限制在4.0％
‑
4.5％。
14.钒元素(v):在高温轴承钢中钒的主要作用是提高耐磨性，因为钒在钢中形成的碳化物为v4c3和vc，是钢中最硬的相，其硬度可达到hrc83.5～85。钒碳化物细小均匀，起到加热时可以阻止晶粒长大，在回火时析出细小弥散的钒碳化物，进一步提升m50钢的二次硬化、红硬性和韧性。但随钒含量的增加，钢的磨削加工性能随之变坏，因此高温轴承钢含钒量大多在2.00％以下。本发明钢的钒含量控制在0.90
‑
1.10％的范围内。
15.硅元素(si)：作为轴承钢中提高弹性性能的元素，si的存在不仅可以抑制轴承钢低温回火过程中渗碳体的出现，同时提高轴承钢的弹性极限。但过高的si含量会降低高碳轴承钢的切削性能，因此新型轴承钢中的si含量应控制在0.35％以下；
16.锰元素(mn)：作为提升轴承钢淬透性的元素，不应低于0.25％。但过高的mn含量会导致mn在晶界偏析和残余奥氏体含量控制难度加大，影响高温钢的耐高温性能，一般不超过0.35％；
17.硫元素(s)：作为轴承钢原材料的带入元素，过高的s含量会导致钢液凝固过程中产生大片状硫化物(mns)，在轧制过程中形成平行于轧制方向的长条状mns,割裂了垂直于轧制方向的轴承钢基体，恶化了垂直于轧制方向的轴承钢强韧性，需要严格控制。为了保证轴承钢的强韧性，需要将轴承钢中的s含量控制在80ppm以下；
18.磷元素(p)：作为轴承钢原材料的带入元素，过高的p含量会导致钢液凝固过程中在晶界偏聚，恶化轴承钢的强韧性，需要加以控制。但考虑到轴承钢生产经济性和保证轴承钢强韧性，需要将轴承钢中的p含量控制在p≤0.015％；
19.镍元素(ni)：ni是提高轴承钢韧性的一种元素，但由于ni价格过高，所以一般控制轴承钢中的ni含量不大于0.25％；
20.铜元素(cu)：cu是轴承钢中有益于耐蚀性提升的元素，但过高的cu含量不利于轴承钢的热加工，其含量不应大于0.20％的范围内。
21.nb、zr和稀土:均是发明钢中的加入的碳化物和基体组织控制的大原子元素，也是本发明的关键点之一。其中ce和la主要用来调控莱氏体碳化物尺寸，nb和zr不仅可以用来调控莱氏体碳化物尺寸，而且可以调控钢中碳化物含量与分布，是发明钢中的拥有组织细化和抗疲劳性能提升的重要元素。但当稀土和nb、zr等大原子元素总含量超过0.3％后，不仅不会细化碳化物，还会降低细化能力，减少了寿命提升幅度，需要控制大原子元素含量≤0.3wt％范围内。因此稀土ce、la和nb、zr等大原子合金元素总添加量控制在ce la nb zr≤0.30％的范围内。
22.本发明的制造工艺及条件为：
23.本发明钢生产工艺为双真空冶炼、高温扩散、多向热锻或热轧、球化热处理和淬回火热处理等制造工艺过程，工艺步骤及控制的技术参数如下：
24.(1)冶炼与凝固：选取超纯净原材料，采用真空感应 真空自耗的双真空冶炼，形成真空自耗锭；
25.(2)自耗锭的高温扩散与墩拔多向锻造：
26.高温扩散：将铸坯经1200
‑
1250℃加热，保温时间5
‑
15小时后；墩拔多向锻造：将自耗锭经1200
‑
1250℃加热保温5
‑
10小时，然后墩拔锻造，保证每次墩拔形变量30
‑
60％，墩拔次数1
‑
3次，总形变形比不低于4；墩拔温度950
‑
1200℃，墩拔后快速冷却到550
‑
750℃后缓冷到室温，以减少甚至避免网状碳化物出现，得到轧态轴承钢棒材；
27.(3)球化退火热处理
28.对热变形后的钢材进行球化退火，具体球化退火工艺为：先加热到750
‑
850℃并保温5
‑
15h，然后以10
‑
20℃/h炉冷到680
‑
750℃并在此温度下保温1
‑
10小时，最后以10
‑
20℃/h炉冷到550
‑
650℃后出炉空冷到室温。
29.(4)淬回火热处理
30.将球化退火的轴承钢进行热处理，获得高强韧、高等向性能、超长寿命轴承钢；具体淬回火工艺为：先加热到1050
‑
1150℃保温0.1
‑
1小时，然后淬火到室温，最后将淬火棒材在500
‑
550℃进行回火处理，获得球状碳化物均匀分布在马氏体基体上的高硬度和高强韧的组织结构。
附图说明
31.图1为直径60mm棒材3#发明钢中碳化物分布及大颗粒尺寸图。
32.图2为直径60mm棒材5#对比钢中碳化物分布及大颗粒尺寸图。
33.图3为1100℃奥氏体化后的3#发明钢晶粒度图。
34.图4为1100℃奥氏体化后的5#对比钢晶粒度图
35.图5为发明钢3#和对比钢5#在200℃和4.5gpa条件下推力片测定的接触疲劳寿命图。
具体实施方式
36.实施例：
37.本实施例主要针对于新型高温轴承钢8cr4mo4v进行50公斤真空感应炉冶炼加真空自耗冶炼、高温扩散、墩拔锻造和球化热处理制造新型高温轴承钢和通过淬火与高温回火进行冶金质量、组织结构、力学性能、接触疲劳性能等的评价。
38.本发明钢4炉钢和对比钢1炉的化学成分见表1。
39.表1发明钢的化学成分(wt％)，余量fe
[0040][0041]
本发明钢制备工艺流程实施事例如下：
[0042]
步骤1：发明钢的冶炼
[0043]
由试验室真空感应炉 真空自耗的双真空冶炼，铸锭为50kg的圆柱锭，铸锭直径120mm。
[0044]
步骤2：钢的锻造：
[0045]1‑
5#钢的钢锭经过1220℃加热，保温10小时后，进行锻造开坯。开锻温度1250℃，终锻造温度不低于950℃，锻后水冷到650℃后缓冷到室温。锻造过程中首先墩粗，第一次敦促后长度减少50％；第一次墩粗后拔长，拔长后长度回复到第一次墩拔前长度，即长度增加1倍；第二次墩粗形变与第一次一样，第二次拔长后形成最终成品尺寸为直径60mm棒材。整个变形比之和为6.
[0046]
步骤3：棒材球化退火：
[0047]
将上述锻造坯料按照如下工艺进行球化退火：先加热800℃并保温4小时后以15℃/小时炉冷到720℃并在此温度下保温2小时，最后以15℃/小时炉冷到650℃后出炉空冷到室温。
[0048]
步骤4：球化材淬回火：
[0049]
将球化后棒材进行淬火和回火处理，以进行微观组织结构、力学性能、接触疲劳性能评价。具体淬回火工艺为：先随炉升温加热到800℃保温1小时，然后随炉升温至1100℃并保温0.5小时，然后油冷至室温完成淬火处理；将室温淬火试样进行两次500℃中温炉中保温2小时和空冷至室温，完成回火处理。具体评价结果见表2所示。
[0050]
步骤五：结构性能评价
[0051]
通过洛氏硬度计进行淬回火钢硬度测试。通过标准拉伸和冲击进行强韧性评价。通过接触疲劳试验机进行轴承钢的200℃和4.5gpa赫兹应力下的接触疲劳寿命评价。具体结果如表2所示。可以看出,发明钢比普通轴承钢具有更高的更高强韧性和更长接触疲劳寿命，即韧性提升2倍左右，接触疲劳寿命l
10
提升最高达到10倍以上。
[0052]
表2发明钢和对比钢性能
[0053][0054]
图1和图2分别给出了3#钢和5#钢的碳化物均匀性和大颗粒碳化物组织图，可以看出发明钢的碳化物更加均匀细小，大颗粒碳化物尺寸由对比钢的50微米细化到发明钢的20微米。图3和图4分别给出了3#钢与5#钢的1100℃奥氏体化后的原始奥氏体晶粒形貌，可以看出发明钢的晶粒尺寸在10微米左右，远远小于对比钢的50微米的晶粒尺寸。因此本发明钢采用的合金化设计和墩拔多向变形等工艺可以大幅度细化高温轴承钢m50的组织结构。这种细化也解释了新型高温轴承钢可以具有更高强韧性和高温接触疲劳性能。图5给出了3#钢和5#钢在4.5gpa下和200℃条件下的推力片测定的接触疲劳寿命，说明8cr4mo4v高温轴承钢的大原子成分设计及其制备技术的先进性。