一种可耐400度高温的轴承钢的制备方法与流程

本发明属于高温轴承钢的成分开发和热处理工艺技术领域，主要涉及一种新型高温轴承钢的成分开发和热处理工艺。

背景技术：

高温轴承钢主要应用于航空发动机中的主轴轴承，在飞机或火箭中使用。轴承硬度值越高，对轴承的疲劳寿命有利，服役时间越长。随着目前燃气轮机的发展，需要在高温下具有更高的硬度才能满足燃气轮机的长时间工作。因而，提高轴承钢的室温硬度和高温硬度是很有必要的。现在广泛应用的高温轴承钢的钢种牌号及其国际、美国和国内标准见表1。其中M50(相当于国内的8Cr4Mo4V)是目前国内外使用最广泛的高温轴承钢，主要用于燃气轮机主轴轴承，属于全淬硬型轴承钢，相比渗碳型生产工艺简单，成本低廉，使用温度在315℃以下。按照美国高速钢标准，其化学成分特点为：0.78～0.88wt.％C，3.75～4.50wt.％Cr，3.90～4.75wt.％Mo，0.80～1.25wt.％V，0.10～0.15wt.％Ni，0.15～0.45wt.％Mn，0.20～0.60wt.％Si，P≤0.03wt.％，S≤0.03wt.％。M50钢的热处理工艺一般为：将钢在732～843℃下预热，后在盐浴炉内加热至1104℃，保温最少5分钟，后油淬到100～200℃，出油空冷到室温，再加热到538℃，回火三次，每次2小时。最终得到莱氏体钢。在A600.13324高速钢美国标准中规定M50轴承钢的室温硬度不得低于61HRC，在轴承钢的使用标准中，规定轴承钢在使用温度下，硬度不能低于58HRC或652HV，轴承钢的硬度越高，其耐磨性越好。具有上述成分含量和通过上述热处理方法处理后的轴承钢工作表面或次表面存在大颗粒不规则碳化物，主要是含V、Mo的一次碳化物，在服役过程中容易成为疲劳剥落的起始点。M50钢在经过热处理后，其室温硬度为洛氏硬度值61～63HRC。

表1国际、美国和中国标准中的高温轴承钢化学成分

对M50等高温轴承钢的改进有如下相关发明。专利CN104313294A是发明了提高Cr4Mo4V钢尺寸稳定性的热处理方法，其钢成分与M50钢相同，其热处理为加热至1065～1090℃，保温30～55min，出炉后充氮气油冷至50～200℃；在535～545℃，保温2～2.5小时，回火三次。其特征在于：粗磨后在520±5℃下附加回火，4～4.5小时；细磨后在250±5℃下附加回火，时间8～10小时。处理后其尺寸稳定性得到了提高，成品套圈存放后平均尺寸变化率为1.33×10^-5，尺寸最大变化率为2.67×10^-5。专利CN104294031A通过高压气淬工艺方法改善其变形和锥度较大的问题。其工艺为将高温轴承钢制套圈在真空环境下预热保温，两次预热温度和时间分别为：650℃，30min；850℃，30min，后升温到1070℃，保温50±10min；再用高压氮气气淬，其后在540℃下回火2～2.5h，共3次。其高温回火后硬度为61.5～62HRC。

另外，国内外有很多对高温轴承钢的表面硬化处理研究，其中最广泛的是如专利US6966954B2中，对M50钢和改进后的M50NiL钢通过渗碳和渗氮处理。其中M50NiL钢成分是在M50的基础上降低C含量同时提高Ni含量，以达到高温渗碳或渗氮的表面热处理条件。其M50NiL的化学成分为0.11～0.15wt.％C，4.00～4.25wt.％Cr，4.00～4.50wt.％Mo，1.13～1.33wt.％V，3.20～3.60wt.％Ni，0.15～0.35wt.％Mn，0.10～0.25wt.％Si，P≤0.015wt.％，S≤0.010wt.％，Co≤0.25％，W≤0.25wt.％，Cu≤0.1wt.％，其余为Fe。在高温下，对其表面进行碳氮共渗处理，其渗层的厚度为0.002-0.014英寸，使得表面硬度得到极大提高，可达72HRC。

对服役后失效的高温轴承检测发现，在轴承工作表面或次表面发现大块、形状不规则、分布不均匀的一次碳化物，引起了疲劳裂纹的产生和拓展，严重影响了轴承钢的服役寿命。而碳化物的形状和分布由钢的成分与热处理工艺所决定，因此本发明开发了一个新成分体系的高温轴承钢及其相应的热处理工艺，可以显著减少大块一次碳化物的析出，但同时保持很高的室温和高温硬度，从而可以提高轴承的高温服役寿命。

技术实现要素：

为解决上述技术问题，本发明的目的是公开一种新成分的高温轴承钢和对应的制造工艺，以减小碳化物的尺寸，得到均匀分布的碳化物颗粒和更高的硬度值，提高轴承钢的服役寿命。

本发明采用的技术方案是：一种新型的高温轴承钢成分设计和热处理方法，在显著降低形成一次碳化物的V元素含量下，优化了其他合金成分含量与相应的热处理工艺，来保证轴承钢的室温和高温硬度，细化了碳化物尺寸，细小弥散分布以提高服役寿命。在新型高温轴承钢的成分设计方面，所述的高温轴承钢从成分上为Mo系轴承钢，其制备工艺为：

(1)钢的冶炼：适用于真空感应炉和真空电渣重熔双真空冶炼。成分不同于目前使用的高温轴承钢，碳的质量分数范围为0.75～0.90wt.％，氮元素的质量分数含量范围为0.005～0.012wt.％，所包含的合金元素有Cr，Mo，V，Mn，Ni，Si，其质量分数含量的范围为4.50～5.28wt.％Cr，3.75～4.10wt.％Mo，0.56～0.80wt.％V，0.30～0.34wt.％Mn，0.21～0.26wt.％Ni，0.20～0.29wt.％Si，其他元素质量分数含量控制在Ti≤0.005wt.％，P≤0.01wt.％，S≤0.008wt.％，O≤0.0009wt.％，其余为Fe及不可避免的不纯物。

(2)凝固、热锻/热轧工艺：将上述冶炼获得钢液通过连铸或模铸得到钢坯或钢锭，凝固后在750～850℃预热10min～20min，加热到1050℃～1150℃，热锻或热轧为直径不小于15mm的棒材，终锻或终轧温度不低于900℃，锻后炉冷或灰冷至室温。

(3)热处理工艺：

将上述锻材或者轧材依次经过等温退火、高温固溶和油淬、高温回火三个热处理工序得到所需的性能。第一步等温退火时将轴承钢加热到800～870℃，保温4～6h，然后再以3～10℃/min冷速冷到700～800℃，等温4～6h，后以20～30℃/h的冷速缓冷至600～670℃，再随炉冷至室温；第二步是将冷至室温的钢件加热至750～850℃预热30～50min，再以10～20℃/min速度加热至1050～1060℃，保温30～50min；出炉后油冷至100～200℃，然后空冷至室温；第三步是将冷却后的轴承钢在520～550℃之间回火2～2.5小时，后空冷至室温，共回火三次。处理后其硬度达到62-65HRC，并在高温400℃下的维氏硬度达到658HV以上，相当于洛氏硬度58HRC以上，能够很好地满足在400℃环境中工作。

也可将如上述第一步等温退火得到的钢件，第二步改为加热至750～850℃预热30～50min，再以10～20℃/min速度加热至1070℃，保温30～50min；出炉后油冷至100～200℃，出油空冷至室温；第三步是将冷却后的轴承钢在510～550℃之间回火2～2.5小时，后空冷至室温，共回火三次。处理后其硬度达到63-66HRC，并在高温400℃下的维氏硬度达到660HV以上，能够很好地满足在400℃环境中工作。

本发明方法可用于飞机发动机主轴轴承用钢的制造，提高了轴承在室温下和工作温度下的硬度值，并使得碳化物细小弥散分布以减少裂纹的产生，可延长轴承的服役时间。

附图说明

图1为经过热处理后的SEM组织图，(a)为A钢在1060℃下固溶处理，540℃回火三次后的组织图片，(b)B钢在1050℃下固溶处理，540℃回火三次后的组织图片。

图2为热处理后的光镜下金相图，(a)A钢1070℃下固溶后，540℃三次回火组织图片，(b)B钢1050℃下固溶后，540℃三次回火组织图片。

具体实施方式

实施例：

下面给出本发明的具体实施方式并结合附表加以说明。

成分如表1和表2所示，由真空感应炉和真空电渣重熔双真空冶炼，后锻为直径为25mm的棒材，切割为厚为15mm的小块，分组实验。将轴承钢经过850℃保温，750℃等温退火，以20℃～30℃/min的速度冷却至650℃，后缓冷至室温，按照表3所示实验方案，在各固溶温度加热30min，出炉油冷至100～200℃之间，再出油空冷至室温，为防止开裂，及时在300℃以下回火。将冷至室温的轴承钢放入回火炉中，按照表3所示温度进行高温回火，回火时间为2～2.5h，共回火3次，每次回火出炉后均采用空冷，至室温再进行下一步。对最终的试样测量其洛氏硬度，并对硬度值较理想的样品进行高温硬度测量，测量温度为400℃，各个对应的热处理工艺以及测量得到的硬度值如表3、表4。其中，A1、A2、A5～A24、B4～B21号钢常温硬度值均超过了60HRC，达到了高温轴承钢的使用要求，A6～A9、A12、A13、A18～A22、B6、B7、B11、B12、B18、B19号样品的硬度值均超过了63HRC，超过了M50轴承钢常温下的最大硬度值。对于在400℃下的硬度测量值，可见A6～A9、A12～A15、A18～A22、B5～B7、B10～B14、B17～B20号样品的高温硬度均超过了658HV即58HRC，完全达到使用要求。图1为经过热处理后的SEM组织图，图2为热处理后的光镜下金相图，从图中可以看出该材料的碳化物颗粒细小，最大尺寸不超过4μm，弥散分布在回火马氏体板条之间。

表1发明钢A的化学成分(wt％)

表2发明钢B的化学成分(wt％)

表3A钢不同热处理工艺后的硬度值

表4B钢不同热处理工艺后的硬度值