一种高速动车牵引电机轴承用钢及其生产方法与流程

1.本发明属于冶金技术领域，更具体的是涉及轴承钢及其生产方法。


背景技术：

2.近年来，为适应我国铁路运输的要求，铁路的运行速度不断提高，时速达到250公里以上的动车组正在成为客运铁路运输的主力车型。根据国家《中长期铁路网规划》，到2025年，我国铁路网规模将达到17.5万公里左右，其中高铁3.8万公里左右，高速铁路的建设为铁路车辆及相关零部件制造行业带来了巨大的市场需求。高铁动车组的走行部即转向架是保证列车高速、安全、平稳运行的核心部件，轴承是其中的关键零件之一。高铁轴承主要指高速铁路机车车辆中的轴箱轴承、牵引电机轴承及齿轮箱轴承。铁路运输的第一位要求是安全性，特别是对于客运列车，安全运行更是至为重要。
3.高速动车牵引电机是动车的核心，因此对牵引电机也提出了更高的要求：体积小，重量轻，输出功率大，能在高速动车启动时输出大的启动转矩，并能在较宽的速度范围内平滑调速，以便实现对高速动车的转矩控制，因此对高速动车牵引电机中关键零部件轴承提出很高的性能要求，自然对于制造轴承的原材料轴承钢的要求也更为严格。目前，我国高速动车轴承用钢都是需要从国外进口，对德国、瑞典、日本等轴承钢生产强国具有很高的依赖性。
4.日、美、欧轴承制造发达的国家其高速列车轴承材料一直采用高洁净度和高强度设计路线，对于高速动车牵引电机轴承用钢，元素成分主要是采用gcr15，通过提高材料的纯净度和强韧性，使其满足高速动车牵引电机轴承用钢的要求。
5.国内轴承企业在高速动车牵引电机轴承应用方面起步较晚，且由于在轴承后续热处理、精磨及装配方面与国际轴承巨头还存在较大差距，因此采用传统gcr15材料加工的轴承无法与国际轴承企业竞争。
6.申请号201110156409.9和申请号201110156392.7公开的一种高速铁路用渗碳轴承钢制备方法基本思路是通过降cr增ni，加入微量v、nb细化晶粒，采用真空感应和真空自耗重熔工艺结合的工艺提高钢材纯净度，但其流程复杂、生产效率低，成本远高于市场，难以形成竞争力；申请号200510027394.0介绍了一种极高纯高碳铬轴承钢的生产方法，采用为1吨以上的真空感应炉冶炼。高洁净度和组织均匀性性是保证高铁轴承长周期、高稳定运行的重要依靠。


技术实现要素：

7.本发明的目的在于提供一种高速动车牵引电机轴承用钢及其生产方法，使其在满足高速动车牵引电机轴承钢的质量要求基础上，具有较强的市场竞争力。
8.发明通过对轴承钢进行成分设计，提出一种不同于当前国标gb/t 18254所列钢种的新型高碳轴承钢的成分设计，另外通过真空脱气、连铸、轧制的高效率的现代炼钢工艺上的创新优化，实现了高速动车牵引电机轴承钢材料的高纯净度、高均匀性的控制。
9.本发明采用的技术方案为：一种高速动车牵引电机轴承用钢，化学成分按质量百分含量计为c：0.85～0.93％，si：0.60～0.80％，mn：1.40～1.60％，cr：1.35～1.65％，mo：≤0.08％，ni：≤0.25％，al≤0.05％，p≤0.015％，s≤0.010％，cu≤0.20％，nb：0.02～0.06％，v：0.10～0.40％，ca≤0.0010％，ti≤0.0015％，o≤0.0008％，余量为fe及不可避免的杂质。
10.本发明钢的主要化学成分设计依据如下：
11.1)c含量的确定
12.高碳铬轴承钢中，碳的含量一般在1.0％左右，是保证轴承钢具有淬透性、硬度、耐磨性的最重要元素之一。但碳含量再高，对硬度影响不大，反而容易产生轴承钢碳化物，而且还会降低轴承钢韧性。本发明c含量要低于传统高碳铬轴承钢(0.95-1.05)，范围确定为0.85～0.93％。
13.2)si含量的确定
14.钢中加入si，可以强化铁素体，提高强度、弹性极限和淬透性，本发明si含量设计为0.60～0.80％。
15.3)mn含量的确定
16.mn作为炼钢过程的脱氧元素，是对钢的强化有效的元素，起固溶强化作用，且能提高钢材淬透性，本发明mn含量设计为1.40～1.60％。
17.4)cr含量的确定
18.cr是碳化物形成元素，能够提高钢的淬透性、耐磨性和耐腐蚀性能但cr含量过高，与钢中的碳结合，容易形成大块碳化物，这种难溶碳化物使钢的韧性降低，轴承寿命下降，本发明cr含量的范围设计为1.35～1.65％。
19.5)nb和v含量的确定
20.通过nb和v配合加入钢中，能使钢的cct曲线往右下移动，能增加奥氏体稳定性，且nb在钢中形成的nbc化合物在奥氏体晶界的析出降低了c在奥氏体内的浓度，也降低了c在奥氏体内的扩散速率，推迟了珠光体相变的形核和长大，延长了整个相变过程，相变更充分，珠光体片层也更细。本发明nb含量设计为0.02～0.06％，v含量设计为0.10～0.40％
21.6)al含量的确定
22.al作为钢中脱氧元素加入，除为了降低钢水中的溶解氧之外，al与n形成弥散细小的氮化铝夹杂可以细化晶粒。但al含量过多时，钢水熔炼过程中易形成大颗粒al2o3等脆性夹杂，降低钢水纯净度，影响成品的使用寿命。本发明al含量的范围确定为≤0.05％。
23.7)ca含量的确定
24.ca含量会增加钢中点状氧化物的数量和尺寸，同时由于点状氧化物硬度高，塑性差，在钢变形时其不变形，容易在交界面处形成空隙，使钢的性能变差。本发明ca含量的范围确定为≤0.001％。
25.8)ti含量的确定
26.ti元素与n元素结合可形成氮化钛夹杂物，由于其硬度很高、呈尖角状，在轴承运转中易引起应力集中对轴承寿命影响较大，因此确定ti≤0.0015％
27.9)o含量的确定
28.氧含量代表了氧化物夹杂总量的多少，氧化物脆性夹杂限制影响成品的使用寿
命，大量试验表明，氧含量的降低对提高钢材纯净度特别是降低钢种氧化物脆性夹杂物含量显著有利。本发明氧含量的范围确定为o≤0.0008％。
29.10)p、s含量的确定
30.p元素在钢的凝固时引起元素偏析，其溶于铁素体使晶粒扭曲、粗大，且增加冷脆性，因此确定p≤0.015％；s元素易使钢产生热脆性，降低钢的延展性和韧性，形成的硫化物还破坏了钢的连续性，因此确定s≤0.010％。
31.上述高速动车牵引电机轴承用钢的生产方法，主要包括：
32.步骤一、钢水冶炼：
33.(1.1)初炼：进行钢液的低磷化和低钛化。采用吹氧冶炼提高钢水氧化性，钢水中高碱度强氧化性有利于脱p，对于脱ti应在钢水中含有较高氧含量条件下进行，使钛氧化成钛的氧化物并进入渣中，然后通过初炼炉留渣、炉后出钢扒渣的方式去除。控制钢水中有害元素含量。
34.具体的工艺：出钢前添加主要成分是caco3的复合脱p剂，进行脱p和脱ti复合处理；钢水中c和o存在动力学平衡关系，控制初炼出钢时终点c≥0.20％、p≤0.015％，出钢温度t≥1620℃，根据终点c含量配加出钢时al-fe加入量，使钢水到精炼炉第一个样al控制在0.040～0.055％之间，即在初炼出钢时完成al块的全部添加，出钢时留渣、出钢后采用炉后出钢扒渣，控制钢水的残余磷含量，同时控制好初炼钢水的ti及o含量，为后续精炼及真空脱气创造良好条件。
35.为防止后续过程增加ti含量，采用低钛铬铁，采用钛含量低于0.1％的低钛精炼渣、大包覆盖剂、中包覆盖剂及连铸保护渣，通过前述技术措施的组合，保证最终钢水ti≤0.0015％。
36.(1.2)钢包精炼：在初炼出钢时添加al铁调整al至目标范围，精炼过程不再调整al的含量，精炼结束时al基本控制在0.020～0.028％，精炼脱氧采用向钢包内均匀喷洒sic的方式进行钢水渣面扩散脱氧(优选地，采用自动喷管向钢包内均匀喷洒sic，喷管内气体为惰性气体氩气，防止污染钢水)，精炼渣采用cao-al2o
3-sio2三元渣系，cao的重量百分含量为45-55％，sio2的重量百分含量为7-15％，al2o3的重量百分含量为20-35％，mgo的重量百分含量为5-10％，在炉渣中(％feo ％mno)＜1，保证炉渣的碱度及流动性，并保证良好的脱氧性能，保证过程的自由氧含量较低，发挥lf炉冶炼去除夹杂物的优势。
37.(1.3)真空脱气：最高真空度≤1.33mbar，高真空时间≥15min，真空下使用惰性气体搅拌钢水，在保证去气的同时充分发挥其去夹杂的作用。脱气结束以后al含量为0.015-0.020％，真空脱气结束后进行软搅拌，软吹时间≥25min，以钢水不裸露在空气中为准，整个过程不添加含钙合金(块料或线)；
38.步骤二、连铸：连铸坯尺寸大于300mm
×
400mm，连铸坯到最终钢材压缩比大于4；
39.步骤三、连铸坯热送：连铸坯直接热送至加热炉，热送温度不低于750℃，避免在塑性敏感温度区间内，防止加热时断裂。在加热炉内充分加热使组织均化、元素固溶，而后轧制成200mm*200mm—300mm*300mm的中间坯；
40.步骤四、中间坯缓冷；
41.步骤五、中间坯加热：经过对本产品的热塑性曲线测试，本产品在750℃以下加热处于塑性敏感区域，断面收缩率很低，因此在750℃以下加热时，加热速度不宜快，防止中间
坯开裂，加热到750℃以上钢材完全奥氏体化后可快速加热，预热段温度控制在650-750℃，加热段控制在1000-1050℃，均热段控制在1150-1200℃，总加热时间不低于4小时，其中预热段时间不低于2小时。
42.步骤六、轧制成材：开轧温度控制在950℃以上，经多架轧机轧制，终轧温度在850-950℃，轧至目标规格，终轧结束上冷床后鼓风冷却，控制钢材表面冷却速度在3-8℃/s，使较快冷却到550-700℃的索氏体相变温度范围内进行索氏体转变，同时跳出钢材碳化物网状大量析出的温度区间，从而改善钢材的碳化物网状。而后再将钢材在室温中正常冷却下线。
43.步骤七、对钢材进行矫直、探伤等精整工序。所有产品需100％经过无损检测，检测合格才为合格产品。
44.优选地，精炼过程每次取样必须保证取样的准确性，力争2个样将成分调到内控目标。
45.优选地，步骤二中，连铸采用结晶器电磁搅拌、凝固末端电磁搅拌、中间包感应加热和轻压下，降低钢水过热度，改善铸坯偏析。浇铸过程保护钢水和铸流防止接触空气发生二次氧化，中包过热度
△
t≤20℃；中间包钢水量在30～35吨，凝固末端采用七辊实施轻压下，累计压下量为15.5mm，7次分配量为0.55mm-1.55mm-4.55mm-7.55mm-105mm-12.55mm-15.5mm，浇注拉速0.45-0.55min/m。
46.优选地，步骤三中，加热炉内预热段温度为800-900℃，加热段温度为1100-1250℃，均热段温度为1150-1250℃，以保证坯料充分均匀受热，从而改善钢材碳化物偏析，消除碳化物液析，同时为防止加热时间过长而产生显微孔隙及脱碳超标，总加热时间为10-15小时。
47.优选地，步骤四，中间坯入坑缓冷，入坑温度≥600℃，起坑温度≤200℃，缓冷时间≥48h，缓冷出坑24小时内将中间坯再次送加热炉加热轧制成材。
48.与现有技术相比，本发明的优点、特点在于：
49.(1)从制造工艺看，高速动车牵引电机轴承钢以往采用真空感应炉冶炼或者电渣重熔工艺冶炼，本发明采用真空脱气加连铸的生产工艺，提高了生产效率，实现了规模化生产，并有利于提高材料成分和产品质量稳定性。冶炼过程中，本发明为控制p至较低含量，钢水初炼时添加复合脱p剂；为控制钢水中al2o3夹杂，出钢时al铁一次性加到位，后续精炼过程不再添加al进行脱氧，减少产生al2o3夹杂；在精炼脱氧时，采用自动喷管向钢包内均匀喷洒sic颗粒进行钢水渣面扩散脱氧，保证脱氧均匀，进一步提升钢材纯净度。
50.(2)与普通高碳轴承钢相比，本发明添加了少量合金元素nb和v，通过nb和v配合加入钢中，能使钢的cct曲线往右下移动，能增加奥氏体稳定性，且nb在钢中形成的nbc化合物在奥氏体晶界的析出降低了c在奥氏体内的浓度，也降低了c在奥氏体内的扩散速率，推迟了珠光体相变的形核和长大，延长了整个相变过程，相变更充分，珠光体片层也更细，同时配合在成品材轧制过程中采用鼓风冷却，最终形成的金相组织为碳化物 索氏体组织，与传统高碳轴承钢形成的碳化物 珠光体组织不同。索氏体实质为片层间距更小的珠光体，此外，片层间距越小，钢材抗拉强度越好，从而实现钢材强韧性的提升。
51.本发明的高速动车牵引电机轴承钢满足如下要求：
52.微观夹杂物根据gb/t 10561a法检验，b细系≤1.0级、b粗系≤0.5级、d细系≤1.0
级，d粗系≤0.5级、ds系≤1.0级，具体见表1，本发明对微观夹杂物及宏观夹杂物都提出严格的要求，微观夹杂物包括a类、c类塑性夹杂物和b类、d类脆性夹杂物。因脆性夹杂物在钢中是硬的质点，在轴承运转时产生应力集中，同时在钢的变形过程中易与基体分离产生裂纹，更加剧了应力集中易引起开裂，夹杂物颗粒越大、长度越长其危害越大；而塑性夹杂物在钢中是软的质点，在钢的变形过程中不易与基体之间产生分离，因此其危害较小。
53.表1
[0054][0055]
宏观夹杂物显著降低了钢的耐磨性、造成严重的应力集中易引起轴承使用过程中的的早期失效。本技术轴承钢的宏观缺陷采用se9 1927法进行水浸高频探伤检验，要求总的超声波缺陷指数不允许超过5mm/dm3，单个超声波缺陷的最大长度不允许超过2mm。
[0056]
低倍组织采用gb/t 1979对钢材低倍组织评级，中心疏松≤1.0级、一般疏松≤1.0级、锭型偏析≤1.0级，中心偏析≤1.0级，并且无缩孔、裂纹及皮下气泡。
[0057]
钢材的金相组织为碳化物 索氏体组织(轴承钢正常组织包含碳化物 珠光体组织，如果碳化物偏聚就形成碳化物带状和网状)，碳化物网状≤2.0级，碳化物带状≤2.0级，不存在碳化物液析及显微孔隙，晶粒度≥8级，表面脱碳层深度要求≤0.8％d(d为直径)。保证了钢材的强度、韧性及耐冲击性。
具体实施方式
[0058]
以下结合实施例对本发明作进一步详细描述，所述实施例是示例性的，旨在用于解释本发明，而不能理解为对本发明的限制。
[0059]
本发明实施例的高速动车牵引电机轴承钢的制造流程为采用顶底复吹转炉bof(或大功率电弧炉eaf)-钢包精炼炉lf-真空循环脱气炉rh(或vd炉)-大截面连铸ccm大连铸坯—热送—加热轧制成中间坯—缓冷—加热轧制成材—精整的成型工艺生产钢材。
[0060]
具体地，冶炼时选用优质铁水、废钢及原辅料，选用优质脱氧剂及耐火材料。在电炉/转炉生产过程中，三个实施例的出钢终点c分别控制在0.30-0.45％，终点p控制在≤0.015％以下，出钢温度在1620℃-1700℃，出钢过程加al铁进行预脱氧，连铸过热度控制在≤20℃之内，连铸拉速控制在0.45-0.55m/min。将生产出的连铸坯热送至加热炉并轧制成中间坯，而后将中间坯下坑缓冷，其中下坑温度大于600℃，下坑缓冷时间大于48小时，出坑温度小于200℃。缓冷结束后将上述中间坯送至中性或弱氧化性气氛的加热炉内加热并轧制成材。而后再对棒材进行后续探伤精整等。
[0061]
本发明各实施例和(作为对比的)目前市场上所用的gcr15的化学成分(wt％)见表2。
[0062]
表2
[0063][0064]
表2
[0065][0066]
从成分上看，与本发明与对比钢的主要化学成分，如c、si、mn等均不相同，且本发明添加相关nb和v元素，从而满足更好的性能。
[0067]
表3各实施例与对比钢的非金属夹杂物检测情况
[0068][0069]
从非金属夹杂物检测情况看，本发明与对比钢指标接近。
[0070]
表4各实施例的晶粒度、金相组织、碳化物带状、网状和液析
[0071][0072]
从金相组织看，本发明添加了少量合金元素nb和v，通过nb和v配合加入钢中，能使钢的cct曲线往右下移动，能增加奥氏体稳定性，且nb在钢中形成的nbc化合物在奥氏体晶界的析出降低了c在奥氏体内的浓度，也降低了c在奥氏体内的扩散速率，推迟了珠光体相变的形核和长大，延长了整个相变过程，相变更充分，珠光体片层也更细，同时配合在成品材轧制过程中采用鼓风冷却，最终形成的金相组织为碳化物 索氏体组织，与传统高碳轴承钢形成的碳化物 珠光体组织不同。此外，由于在生产过程中采用高温扩散、特殊的控轧控冷等控制方式，本发明的碳化物网状及碳化物带状控制水平比对比钢要更好。
[0073]
除上述实施例外，本发明还包括有其他实施方式，凡采用等同变换或者等效替换方式形成的技术方案，均应落入本发明权利要求的保护范围之内。