專利名稱：長壽命滲碳軸承鋼的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種長壽命滲碳軸承鋼。具體地說，本發(fā)明涉及的鋼由一種滲碳-淬火工藝過程生產(chǎn)，適用于軸承部件如外環(huán)、內(nèi)環(huán)、滾珠等，在高負荷條件下應(yīng)用。
更大功率的汽車發(fā)動機及近年來所制訂的更加嚴格的環(huán)境法規(guī)，對于提高軸承部件的滾動疲勞壽命提出了強烈的要求。為了適應(yīng)這些要求，已可通過提高鋼的潔凈程度來實現(xiàn)更長的服役壽命，因為滾動疲勞破壞被認為是以非金屬夾雜物為起始點而產(chǎn)生的。例如，據(jù)JapanInstitute of Metals(日本金屬學(xué)會)32卷6期411-443頁報道，可以以一種偏心爐底出鋼(渣)技術(shù)及一種RH真空除氣法等相結(jié)合，來減少氧化物類夾雜物，從而改善滾動疲勞壽命。然而，這種材料的壽命并不總是足夠長，特別是當(dāng)軸承在高負荷條件下使用時，需要開發(fā)服役壽命更長的鋼種。
作為該領(lǐng)域中的一個鋼種，以SUJ2(據(jù)JIS)為例，通常都作為有較好滾動疲勞壽命的鋼種使用。為了改進該軸承鋼的可切削性，日本未審專利公報(公開)55-145148號公開了一種含碲的軸承鋼，日本未公開專利公報(公開)1-255651號公開了一種添加了REM的軸承鋼。但是，對于這些鋼在高負荷條件下有更長壽命的強烈要求依然存在。
相比之下，本發(fā)明的發(fā)明人在日本專利申請6-134535提出了一種含適量Mg和Mo的高碳鉻型軸承鋼，使用這種鋼可獲得優(yōu)良的滾動疲勞特性。然而，還存在高碳鉻軸承鋼需要一個很長的退火工序以細化粗大碳化物的問題，因為C和Cr的含量高在軸承鋼中形成粗大共晶碳化物，粗大碳化物會降低疲勞壽命。明確地說，高碳鉻型的軸承鋼在高負載下使用達不到足夠的疲勞壽命。
本發(fā)明的目的是提供一種用于軸承部件并表現(xiàn)出優(yōu)良的滾動疲勞特性的滲碳軸承鋼。本發(fā)明解決了前述現(xiàn)有技術(shù)中存在的問題。
權(quán)利要求1到4每項的發(fā)明，提供一種長壽命軸承鋼，其重量百分比組成為0.10至0.35％的C，0.3到2.0％的Mn，0.001到0.03％的S，0.4到150％的Cr，0.010到0.07％的Al，0.003到0.015％的N，0.0005到0.0300％總含量的Mg；另外還有0.35到1.70％的Si，或者0.05到1.70％的Si和0.30到1.20％的Mo；或者另從下述元素按下述含量的組合中選取一種或至少兩種元素0.10到2.00％的Ni，0.03到0.7％的V；另外還有不超過0.025％的P，不超過0.005％的Ti，總含量不超過0.0020％的O，其余是鐵和不可避免的雜質(zhì)。
如權(quán)利要求1到4所提出的發(fā)明，權(quán)利要求5的發(fā)明涉及長壽命滲碳軸承鋼，其氧化物含量按數(shù)量比滿足下式(MgO·Al2O3數(shù)+MgO數(shù))/氧化物型夾雜物總數(shù)≥0.80。
本發(fā)明特別注重于一種中碳鋼滲碳工序，以實現(xiàn)軸承部件的生產(chǎn)，在此過程中沒有共晶碳化物的形成，也就是在此過程中無須很長的退火時間，并且疲勞壽命不因粗大碳化物而下降，明確說就是即使在高負荷下也可獲得長壽命，上述目的已由本發(fā)明實現(xiàn)。
下面具體描敘本發(fā)明為了獲得軸承部件的優(yōu)良滾動疲勞特性，本發(fā)明的發(fā)明人特別注重于一種中碳鋼滲碳工序，用以取代常規(guī)高碳鉻型軸承鋼的硬化、回火工序。由于在滲碳-淬火材料表面存在很大的殘余壓應(yīng)力，可以有效地獲得較長的服役壽命。為了得到在高負荷下也可獲得優(yōu)良滾動疲勞特性的滲碳軸承鋼，本發(fā)明人進行了深入研究并作了如下觀察(1)在高負荷下的滾動疲勞破壞過程中，滾動疲勞破壞起始于非金屬夾雜物，其周圍伴隨有白色組織及碳化物組織。白色組織和碳化物組織與硬度降低相關(guān)。白色組織和碳化物組織的出現(xiàn)因非金屬夾雜物的細化而受到抑制。
(2)如上所述，細化非金屬夾雜物對于延長鋼的壽命是有效的。(細化非金屬夾雜物有以下兩個好處(i)降低應(yīng)力集中，此前應(yīng)力集中就被認為會引起裂紋萌生；(ii)抑制新近發(fā)現(xiàn)的白色組織和碳化物組織的形成。)另外，抑制滾動疲勞過程中非金屬夾雜物周圍白色組織和碳化物組織的形成從而避免硬度下降也很重要。
(3)為了細化非金屬夾雜物，添加適量的Mg，如本發(fā)明人在日本未審專利公報(公開)7-54103號中所提出，是有效的。該方法的基本概念如下Mg加入到一種含Al的實用碳素鋼，氧化物成分由Al2O3轉(zhuǎn)變成MgO·Al2O3或MgO；結(jié)果是避免了氧化物集聚，氧化物以細小彌散方式存在。由于與Al2O3相比MgO·Al2O3或MgO與鋼水接觸時表面能低，非金屬夾雜物不易形成集聚，就此獲得細小彌散結(jié)構(gòu)。如上所述，細化非金屬夾雜物有兩個好處，即降低造成裂紋萌生的應(yīng)力集中和抑制白色組織和碳化物組織的形成。因而Mg的加入對于延長用這種鋼制成的軸承的壽命非常有效。
(4)其次，為了抑制白色組織和碳化物組織的形成以避免硬度下降，提高Si含量是有效的，添加Mo也有效。
(5)除上述影響之外，抑制白色組織和碳化物組織形成并避免硬度下降的作用因Ni和V的加入而增強。
本發(fā)明在上述新發(fā)現(xiàn)的基礎(chǔ)上完成。限制本發(fā)明中鋼的化學(xué)成分范圍的理由解釋如下C0.1到0.35％碳是提高滲碳軸承部件芯部硬度的有效元素。其含量低于0.1％時強度不夠，含量超過0.35％時則韌性下降并很少產(chǎn)生有效地提高硬化部件疲勞強度的殘余壓應(yīng)力，因此，C含量定為0.10到0.35％。
Mn0.3到2.0％Cr0.4到1.50％錳和鉻是改善可硬化性并增加滲碳后殘余奧氏體的有效元素。但是，當(dāng)Mn少于0.03％而Cr少于0.4％時，這種影響不夠強，超過2.0％Mn和1.5％Cr時這種影響達到飽和，添加這些元素不但昂貴而且不必要。因此，Mn含量限制為0.30到2.0％，Cr含量為0.4到1.5％。
S0.001到0.03％。
硫在鋼中以MnS形成存在，并從而提高可切削性及細化組織。但是，S含量少于0.001％時其作用不夠強。另一方面，當(dāng)S含量超過0.03％后，其作用達到飽和，且滾動疲勞特性顯著惡化，據(jù)上述理由，S含量定為0.001到0.03％。
鋁作為脫氧及細化晶粒的元素加入，當(dāng)Al含量小于0.010％時其作用不夠強。另一方面，當(dāng)Al含量超過0.07％時韌性顯著下降。因此，Al含量定為0.010到0.07％。
N0.003到0.015％氮通過AlN的析出行為有利于細化奧氏體晶粒。但是，當(dāng)N含量小于0.003％時其作用不夠強。另一方面，當(dāng)N含量超過0.015％時其作用飽和且韌性下降，因此，N含量定為0.003到0.015％。
Mg總含量0.0005到0.0300％鎂是一種強脫氧元素并在鋼中與Al2O3反應(yīng)。其加入是為了從Al2O3脫去O及形成MgO·Al2O3或MgO。因此，除非是至少加入與Al2O3含量即與O的總重量百分比含量一致的預(yù)定含量的Mg，否則會殘留不必要的未反應(yīng)Al2O3。為此進行了一系列實驗，結(jié)果發(fā)現(xiàn)通過將Mg的總重量百分比限制為至少0.0005％可以避免未反應(yīng)Al2O3的殘留，氧化物完全轉(zhuǎn)化為MgO·Al2O3或MgO。但是，如果Mg加入量超過總重量百分比0.0300％，將形成Mg的碳化物和Mg的硫化物，這種化合物產(chǎn)生對材料來說是不利的。因此，Mg含量限制為0.0005到0.0300％。還有，“Mg的總含量”代表鋼中可溶解的Mg含量、形成氧化物以及不可避免地形成其它Mg化合物的Mg含量的總和。
另外，除以上所述之外在本發(fā)明權(quán)利要求1中的鋼中加入了0.35到1.70％的Si，在權(quán)利要求3中的鋼中加入了0.05到1.70％的Si和0.30到1.20％的Mo。
硅的加入是為了脫氧以及通過抑制白色組織和碳化物組織的形成及通過避免滾動疲勞過程中的硬度下降來延長最終產(chǎn)品的壽命。但是，Si單獨加入其含量低于0.35％時其作用不夠強。另一方面，當(dāng)含量超過1.70％時，其作用達到飽和，并且最終產(chǎn)品的韌性顯著下降。因此Si含量定為0.35到1.70％。
其次，Mo的加入是為了通過抑制滾動疲勞過程中白色組織和碳化物組織的形成來提高最終產(chǎn)品的壽命。但是，當(dāng)Si和Mo復(fù)合加入時，如果Si和Mo的含量分別低于0.05％和0.30％，其作用不夠強。另一方面，當(dāng)Si和Mo分別超過1.70％和1.20％時，其作用飽和，并顯著造成最終產(chǎn)品韌性惡化。因此，Si和Mo的含量分別限制在0.05到1.70％和0.03到1.20％。
P不超過0.025％磷在鋼中造成品界偏聚和中心線偏聚，并從而造成最終產(chǎn)品強度下降。特別是當(dāng)P含量超過0.025％時，強度下降變得很顯著。因此0.025％被設(shè)定為P含量的上限。
Ti不超過0.0050％。
鈦形成硬析出相TiN，TiN引發(fā)白色組織和碳化物組織的形成。換句話說，它起到滾動疲勞破壞起始點的作用，造成最終產(chǎn)品滾動壽命的下降。特別是當(dāng)Ti含量超過0.0050％時，壽命下降變得很顯著。因此，0.0050％被設(shè)定為Ti含量的上限。
O的總含量不超過0.0020％。
在本發(fā)明中，氧的總含量是鋼中溶解的O與形成氧化物(主要是氧化鋁)的O含量之和。但是，O的總含量與形成氧化物的氧含量大致相同。因此，O總含量越高，鋼中需轉(zhuǎn)化Al2O3量越大。研究了可在誘導(dǎo)硬化材料中產(chǎn)生本發(fā)明所述作用的O的總含量的范圍。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，O的總含量超過重量百分比0.0020％時，Al2O3的含量過剩，結(jié)果在加入Mg時鋼中的Al2O3不能全部都轉(zhuǎn)化為MgO·Al2O3或MgO，因而在鋼中殘留有Al2O3。因此，本發(fā)明的鋼中O的總含量限制在低于重量百分比0.0020％。
其次，根據(jù)本發(fā)明權(quán)利要求2和4的鋼為了提高可硬化性，避免滾動疲勞過程中的硬度下降以及抑制白色組織和碳化物組織的形成，可含有Ni和V中的一種或兩種。
Ni0.10到2.00％V0.03到0.7％這兩種元素都提高可硬化性，在通過阻止?jié)L動過程中位錯密度下降或通過阻止循環(huán)過程中滲碳體形成而避免循環(huán)軟化方面也是有效的，當(dāng)Ni含量低于0.10％及V含量低于0.03％時，這種作用不夠強。另一方面，當(dāng)元素成分超過Ni2.00％和V0.7％的范圍時，其作用達到飽和，并顯著地引起最終產(chǎn)品韌性的下降。因而這些元素的成分限制在上述范圍之內(nèi)。
其次，將解釋本發(fā)明權(quán)利要求5中限制鋼中氧化物夾雜數(shù)量比的理由。在鋼的精煉過程中，超出本發(fā)明規(guī)定范圍的氧化物夾雜，即除MgO·Al2O3或MgO之外的氧化物，因不可避免的混合而存在。當(dāng)這些夾雜物的含量限制在以數(shù)量比表示的夾雜物總含量的20％以下時，氧化物夾雜的細小彌散狀態(tài)可以是高度穩(wěn)定的，材料即可獲得進一步改善。因此，其數(shù)量比限制為(MgO·Al2O3數(shù)+MgO數(shù))/氧化物型夾雜物總數(shù)≥0.80另外，為使氧化物夾雜的數(shù)量比達到本發(fā)明的范圍，避免來自外部系統(tǒng)如耐火材料的氧化物混合物是一種有效的方法，但本發(fā)明并不就此要求特別地限制生產(chǎn)條件。
本發(fā)明中鋼的生產(chǎn)方法不作特別限制。換句話說，基礎(chǔ)鋼水的熔化可用高爐-轉(zhuǎn)爐法或電爐法。將合金成分加入母體鋼水中的方法也不作限制，含有每種組分的金屬或是其合金都可加入母體鋼水中。加入的方法，也可是利用自然滴入加入，利用惰性氣體吹加、向鋼水中輸送其中置有Mg源的鐵絲等等方法。另外，由母體鋼水生產(chǎn)鋼錠及軋制鋼錠的方法，也不作特別限制。
雖然本發(fā)明針對以滲碳-淬火工藝生產(chǎn)的軸承部件用鋼，對于滲碳和淬火的條件，是否采用回火，以及采用回火時其工藝條件等都不作特別限制。
實施例后文中將通過舉例對本發(fā)明的作用進行更具體的說明含有表1和2所列化學(xué)成分的鋼錠由高爐-轉(zhuǎn)爐-連鑄法生產(chǎn)。采用向鋼水中傳送填有金屬鎂顆粒和Fe-Si合金顆?；旌衔锏蔫F絲的方法加入Mg，鋼水從轉(zhuǎn)爐倒入鋼包中。
然后，經(jīng)初軋和棒材軋制制得直徑為φ65mm的圓棒，測量了鋼材軋向截面氧化物的數(shù)量比和氧化物尺寸比。結(jié)果表明，本發(fā)明所有鋼材如表3和4所示均在適宜范圍。從本發(fā)明的各種鋼材取樣，加工成滾動疲勞試驗樣品，再經(jīng)下述工序的滲碳處理930℃×30分鐘→830℃×30分鐘→130℃油淬→160℃×60分鐘回火表1
表2(續(xù)表1)
注)NO.33號是JIS G 4104，SCr420鋼的樣品。
表3
注)1.氧化物尺寸表示的是每mm2面積中所含的等效球形顆粒直徑。2.氧化物數(shù)量比(MgO·Al2O3數(shù)+MgO數(shù)/mm2)/各種氧化物夾雜總數(shù)(每mm2所含數(shù)量)3.L10將33號對比樣的數(shù)值定為1時的L10相對值。
表4(續(xù)表3)
注)1.氧化物尺寸表示的是每mm2面積中所含的等效球形顆粒直徑。
2.氧化物數(shù)量比(MgO·Al2O3數(shù)+MgO數(shù)/mm2)/各種氧化物夾雜總數(shù)(每mm2所含數(shù)量)3.L10將33號對比樣的數(shù)值定為1時的L10相對值。
滾動疲勞壽命采用Mori沖擊型接觸滾動疲勞試驗機(赫茲最大接觸應(yīng)力540kgf/mm2)及點接觸滾動疲勞試驗機(赫茲最大接觸應(yīng)力600kgf/mm2)測定，使用圓柱形滾動疲勞試樣。疲勞壽命大小即“將測試結(jié)果作于Weibull圖上得到的累積損傷概率為10％時產(chǎn)生疲勞破壞的應(yīng)力循環(huán)次數(shù)”，通常用作L10壽命。表3和4也給出了將33號對比樣的L10壽命設(shè)為1時各鋼材的L10壽命相對值。另外，考察了每個試樣經(jīng)108次滾動疲勞后白色組織和碳化物組織的存在狀況，結(jié)果也示于表3和4。
從表3和4可以看出，本發(fā)明的所有鋼材都避免了產(chǎn)生白色和碳化物組織。因此，本發(fā)明鋼有優(yōu)良的疲勞特性，Mori沖擊型接觸滾動疲勞測試結(jié)果比對比鋼樣好約7到11倍，點接觸式滾動疲勞測試結(jié)果比對比鋼樣好約9到14倍。
具體地說，本發(fā)明第五方面的樣品具有優(yōu)良的疲勞壽命，Mori沖擊型接觸滾動疲勞測試結(jié)果比對比鋼樣好8倍甚至更多，而點接觸式滾動疲勞測試結(jié)果好11倍或更多。
另一方面，34號對比樣品代表Mg加入量比本發(fā)明范圍要小的情況。35對比樣品代表Mg加入量大于本發(fā)明范圍的情況。36號對比樣品代表不加Mo且Si加入量小于本發(fā)明范圍的情況。37號對比樣品代表Mo加入量小于本發(fā)明范圍的情況。所有這些樣品的滾動疲勞特性以Mori沖擊型接觸滾動疲勞試驗和點接觸式滾動疲勞試驗測試都比33號對比樣差約6.5倍，即其滾動疲勞性能不夠強。
如上所述，本發(fā)明的滲碳軸承鋼可實現(xiàn)產(chǎn)生細小氧化物夾雜、抑制白色組織和碳化物組織及避免硬度下降。其結(jié)果是使提供一種用于軸承部件、有高負荷下滾動疲勞壽命有很大提高的鋼種成為可能。因此，本發(fā)明對工業(yè)生產(chǎn)有著特別重大的影響。
權(quán)利要求
1.一種長壽命滲碳軸承鋼，其重量百分比組成為C0.10到0.35％Si0.35到1.70％Mn0.3到2.0％S0.001到0.03％Cr0.4到1.50％Al0.010到0.07％N0.003到0.015％Mg總含量0.0005到0.0300％；以及P不超過0.025％Ti不超過0.0050％O總含量不超過0.0020％其余為鐵及不可避免的雜質(zhì)。
2.一種長壽命滲碳軸承鋼，其重量百分比組成為C0.10到0.35％Si0.35到1.70％Mn0.3到2.0％S0.001到0.03％Cr0.4到1.50％Al0.010到0.07％N0.003到0.015％Mg總含量0.0005到0.0300％；至少含有其中之一的Ni0.10到2.00％V0.03到0.7％；以及P不超過0.025％Ti不超過0.0050％O總含量不超過0.0020％其余為鐵及不可避免的雜質(zhì)。
3.一種長壽命滲碳軸承鋼，其重量百分比組成為C0.10到0.35％Si0.05到1.70％Mn0.35到2.0％S0.001到0.03％Cr0.4到1.50％Mo0.30到1.20％Al0.010到0.07％N0.003到0.015％Mg總含量0.0005到0.0300％；以及P不超過0.025％Ti不超過0.0050％O總含量不超過0.0020％其余為鐵及不可避免的雜質(zhì)。
4.一種長壽命滲碳軸承鋼，其重量百分比組成為C0.10到0.35％Si0.05到1.70％Mn0.3到2.0％S0.001到0.03％Cr0.4到1.50％Mo0.30到1.20％Al0.010到0.07％N0.003到0.015％Mg總含量0.0005到0.0300％；至少含有其中之一的Ni0.10到2.00％V0.03到0.7％；以及P不超過0.025％Ti不超過0.0050％O總含量不超過0.0020％其余為鐵及不可避免的雜質(zhì)。
5.根據(jù)權(quán)利要求1-4中任一項的長壽命滲碳軸承鋼，該鋼中所含氧化物按數(shù)量比滿足下式(MgO·Al2O3數(shù)+MgO數(shù))/氧化物型夾雜物總數(shù)≥0.80。
全文摘要
本發(fā)明的目的是提供一種具有優(yōu)良滾動疲勞特性的滲碳軸承鋼，該長壽命滲碳軸承鋼的組成按重量百分比計為0.1到0.35％的C，0.3到2.0％的Mn，0.001到0.03％的S，0.4到1.5％的Cr，0.01到0.07％的Al，0.003到0.015％的N，0.0005到0.03％總含量的Mg，“0.35到1.70％的Si”或“0.05到1.70％的Si和0.30到1.20％的Mo”，特定含量的Ni或V(至少含其中一種)，以及不超過0.025％的P，不超過0.0050％的Ti和總含量不超過0.002的O，鋼中所含Mg類氧化物所占數(shù)量比至少為0.8。
文檔編號C23C8/22GK1145643SQ96190040
公開日1997年3月19日 申請日期1996年1月18日 優(yōu)先權(quán)日1995年1月18日
發(fā)明者越智達朗, 河內(nèi)雄二 申請人:新日本制鐵株式會社