本發明大致涉及冶金領域。更具體地，本發明涉及一種鋼合金，該鋼合金用于制造軸承。

背景技術：

軸承是允許兩個部件之間受約束的相對運動的設備。滾動軸承包括內滾道和外滾道以及設置在內外滾道之間的多個滾動體(例如滾珠和/或滾子)。為了長期的可靠性和性能，各種構件具有高抗滾動接觸疲勞、高耐磨性和高抗蠕變性是很重要的。

用于制造金屬部件的常規技術包括熱軋或熱鍛以形成棒、桿、管或環，隨后是軟成型/加工過程以獲得所需的近凈成形部件(nearnetshapecomponent)。表面硬化和整體硬化工藝是公知的，并且用于局部增加成品或半成品部件表面的硬度，以提高例如耐磨性和抗疲勞性。已知有多種表面或外殼硬化工藝用于改善滾動接觸疲勞抗性。

典型的硬化軸承鋼的微觀結構由通常是貝氏體或回火馬氏體的基體與碳化物組成。碳化物可以包括滲碳體顆粒。例如，在鋼體系100cr6中，可以具有化學計量m3c(m是金屬，主要是鐵)。在典型的軸承鋼硬化微觀結構中存在的滲碳體顆粒在軸承應用中(特別是如果在軸承接觸中發生滑動時)是至關重要的。然而，在疲勞的情況下，雖然這些顆粒相對很硬且堅固并且是約1μm或以下的小尺寸，但是這些顆粒代表內部的微缺口。

已經發現一旦疲勞帶形成，滲碳體顆粒有時能剪切和開裂，并且，除此之外，由于在滾動接觸條件下新生裂紋表面的摩擦，滲碳體顆粒還可能變成非晶體的，或導致在軸承部件中形成非晶體區域。對受影響軸承部件的剖面進行金相學分析時，這些形式的微觀結構衰變顯現為白色(白色蝕刻區域)。

技術實現要素：

本發明的目的是為了解決與現有技術相關的一些問題，或至少提供一種商業上有用的替代品。

本發明公開了一種軸承用鋼合金，該合金具有以下組成，包括：0.8wt.％～1.0wt.％的碳、0.1wt.％～0.5wt.％的硅、0.2wt.％～0.9wt.％的錳、2.0wt.％～3.3wt.％的鉻、0～0.4wt.％的鉬、0～0.2wt.％的鈷、0～0.2wt.％的銥、0～0.2wt.％的錸、0～0.2wt.％的釩、0～0.1wt.％的鈮、0～0.5wt.％的鎢、0～0.2wt.％的鎳、0～0.4wt.％的銅、0～0.05wt.％的鋁、0～150ppm的氮以及余量的鐵和任何不可避免的雜質。

現在將進一步描述本發明。在下面的段落中，本發明的不同方面將被更詳細地定義。除非明確做出相反的表示，否則如此定義的每個方面可以與任何其他的一個或多個方面相結合。特別地，任何被指示為優選或有利的特征可以與任何其他被指示為優選或有利的一個或多個特征相結合。

在本發明中，鋼合金組合物包含0.8wt.％～1.0wt.％的碳，優選0.8wt.％～0.9wt.％的碳。在一些要求較高硬度的實施例中，該組合物包含0.85wt.％～0.95wt.％的碳。與其他合金化元素相結合使用時，這會產生包括碳化物顆粒的所需的微觀結構和對由滾動接觸疲勞引起的微觀結構衰變的抗性。特別是，通過合金化元素的組合來減輕或消除白色蝕刻區域的形成。認為這可能是由碳化物顆粒，特別是滲碳體所造成的，并且在最終的功能性微觀結構中的基體相顯示出更高的彈性性能(例如更高的剪切模量)，從而抑制非晶化。碳也起到降低能夠形成貝氏體的溫度的作用，從而能夠獲得細微結構。碳的存在可使得碳化物和/或碳氮化物在奧氏體化的過程中有殘余，其可以作為奧氏體晶粒細化劑。當碳含量高于1.0wt.％時，可能增大使材料形成白色蝕刻區域的傾向。當碳含量低于0.8wt.％時，合金可能具有較高的馬氏體起始溫度，這導致難以獲得具有足夠用于軸承應用的硬度的純貝氏體的微觀結構。

鋼合金組合物包含0.1wt.％～0.5wt.％的硅，優選0.1wt.％～0.45wt.％的硅，更優選0.1wt.％～0.4wt.％的硅。與其他合金化元素結合使用時，這產生具有最少量的殘余奧氏體的期望的微觀結構。硅在碳化物中的溶解度忽略不計；特別是在高溫下，硅的擴散率足夠高使其不會被碳化物捕獲。硅還有助于抑制滲碳體的過度沉淀和碳化物的形成。除此之外，硅還有助于穩定過渡碳化物，并提高鋼微觀結構的耐回火性。然而，太高的硅含量可能會導致基體的彈性性能降低。基于此原因，最大硅含量為0.5wt.％。

鋼合金組合物包含0.2wt.％～0.9wt.％的錳，優選0.35wt.％～0.8wt.％的錳，更優選0.4wt.％～0.6wt.％的錳。錳含量為至少0.2wt.％，因此，與其他合金化元素結合使用時，有助于減輕白色蝕刻區域的形成。錳還可用于提高淬透性。除此之外，錳起到提高奧氏體相對于鐵素體的穩定性的作用。然而，高于0.9wt.％的錳含量可用于增加殘余奧氏體的量，并降低向貝氏體轉變的速率。這可能導致實際的冶金問題，例如穩定過多的殘余奧氏體，導致軸承部件的尺寸穩定性的潛在問題。

除此之外，錳可以降低基體(例如板條馬氏體)的彈性性能，但是由于它在碳化物中的富集程度比基體中大，所以錳在合金中的含量可以保持在所述水平。一旦溶解在碳化物(特別是在滲碳體)中，碳化物在熱力學上更穩定，表現出改進的彈性性能以及對開裂(剪切)和對白色蝕刻區域的形成的較好抗性。

鋼合金組合物包含2.0wt.％～3.3wt.％的鉻，優選2.3wt.％～3.3wt.％的鉻，更優選2.5wt.％～3.1wt.％的鉻。鉻含量為至少2.0wt.％，因此，與其他合金化元素結合使用時，有助于減輕白色蝕刻區域的形成。與錳不同，鉻可以增強基體和碳化物兩者的彈性性能。在鉻含量較高的情況下，滲碳體可以部分地或大量地被更穩定的富鉻碳化物m7c3取代。鉻還可以起到增強淬透性并降低貝氏體起始溫度的作用。鉻在耐腐蝕性方面也是有益的。

鋼組合物可以可選地包含多達0.4wt.％的鉬，例如0.1wt.％～0.4wt.％的鉬，優選0.2wt.％～0.35wt.％的鉬，更優選0.25wt.％～0.3wt.％的鉬。鉬可以用于避免由于雜質(例如磷)所引起的奧氏體晶界脆化。鉬還可以降低貝氏體起始溫度并增強淬透性，這在當鋼被用來制造例如(需要在高溫淬火后硬化到較大深度的)大尺寸軸承圈時是重要的。合金中的鉬含量優選不超過約0.4wt.％，否則可能過早停止奧氏體向貝氏體鐵素體的轉變，這可能導致在結構中殘余大量的奧氏體。在其他的實施例中，如果鋼用于制造相對小尺寸的軸承圈，并且淬透性不太重要時，只要將鉬保持在最低限度，即0.1wt.％或以下的水平即可。

鋼組合物可以可選地包含以下項中的一種或多種：高達0.2wt.％的鈷(例如，0.05wt.％～0.15wt.％的鈷)、高達0.2wt.％的銥(例如，0.05wt.％～0.15wt.％的銥)、高達0.2wt.％的錸(例如，0.05wt.％～0.15wt.％的錸)、高達0.2wt.％的釩(例如，0.05wt.％～0.15wt.％的釩)、高達0.1wt.％的鈮(例如，0.05wt.％～0.10wt.％的鈮)以及高達0.5wt.％的鎢(例如，0.05wt.％～0.4wt.％的鎢)。令人驚奇地發現，co、ir、re、v、nb和/或w可能通過使微觀結構細化和/或提高其彈性性能從而進一步改善微觀結構，由此更好地防止在滾動接觸期間形成白色蝕刻物質。

鋼組合物可以可選地包含高達0.2wt.％的鎳，例如0.05wt.％～0.1wt.％的鎳。然而，鎳優選不存在于鋼合金中。

鋼組合物可以可選地包含高達0.4wt.％的銅，例如0.05wt.％～0.35wt.％的銅。

鋼組合物可以可選地包含高達0.05wt.％的鋁，例如0.005wt.％～0.05wt.％的鋁，優選0.01wt.％～0.03wt.％的鋁。鋁也可以作為脫氧劑。然而，鋁的使用需要嚴格的鋼生產控制以確保清潔度，因而這也增加了處理成本。因此，鋼合金包括不超過0.05wt.％的鋁。

在一些實施例中，氮可以被添加，使鋼合金包含50～150ppm的氮，優選75～100ppm的氮。氮的存在可以有利于促進復合氮化物和/或碳氮化物的形成。在其他實施例中，沒有刻意添加氮。然而，由于在熔化過程中暴露于大氣，合金可能仍必然地包含高達50ppm的氮。

如上所述，鋼組合物可以可選地包含以下元素中的一種或多種：

0～0.4wt.％的鉬(例如，0.05wt.％～0.5wt.％的鉬)

0～0.2wt.％的鈷(例如，0.05wt.％～0.2wt.％的鈷)

0～0.2wt.％的銥(例如，0.05wt.％～0.2wt.％的銥)

0～0.2wt.％的錸(例如，0.05wt.％～0.2wt.％的錸)

0～0.2wt.％的釩(例如，0.05wt.％～0.2wt.％的釩)

0～0.1wt.％的鈮(例如，0.05wt.％～0.10wt.％的鈮)

0～0.5wt.％的鎢(例如，0.05wt.％～0.5wt.％的鎢)

0～0.2wt.％的鎳(例如，0.05wt.％～0.2wt.％的鎳)

0～0.4wt.％的銅(例如，0.05wt.％～0.35wt.％的銅)

0～0.05wt.％的鋁(例如，0.01wt.％～0.05wt.％的鋁)

0～150ppm的氮(例如50～150ppm的氮)

應當理解的是，此處鋼合金可能含有不可避免的雜質，盡管總的來說，這些雜質不太可能超過組合物的0.3wt.％。優選地，合金中含有不可避免的雜質，其含量不超過組合物的0.1wt.％，更優選不超過組合物的0.05wt.％。特別地，鋼組合物還可以包含一種或多種雜質元素。非窮盡的雜質列表例如包括：

0～0.025wt.％的磷

0～0.015wt.％的硫

0～0.04wt.％的砷

0～0.075wt.％的錫

0～0.075wt.％的銻

0～0.002wt.％的鉛

0～0.002wt.％的硼

鋼合金組合物優選包含很少的硫或不含硫，例如0～0.015wt.％的硫。

鋼合金組合物優選地包含很少的磷或不含磷，例如0～0.025wt.％的磷。

鋼組合物優選地包含≤15ppm的氧。氧可以作為雜質存在。鋼組合物優選包含≤30ppm的鈦。鈦可以作為雜質存在。鋼組合物優選包含≤20ppm的硼。鋼組合物優選包含≤50ppm的鈣。鈣可以作為雜質存在。

優選地，任何砷、任何錫和任何銻中的一種或多種的組合的最大含量為0.075wt.％。

在一個實施例中，鋼合金組合物包含：

0.85wt.％～0.95wt.％的碳，

0.15wt.％～0.3wt.％的硅，

0.5wt.％～0.8wt.％的錳，

2.5wt.％～2.9wt.％的鉻，

0.3wt.％～0.4wt.％的鉬，

0.2wt.％～0.35wt.％的銅，

0～0.2wt.％的鈷，

0～0.2wt.％的銥，

0～0.2wt.％的錸，

0～0.2wt.％的釩，

0～0.1wt.％的鈮，

0～0.2wt.％的鎢，

0～0.1wt.％的鎳，

0～0.05wt.％的鋁，

0～150ppm的氮，以及

余量的鐵和任何不可避免的雜質。

這些優選實施例描述了根據本發明的鋼合金，已發現它們特別具有對由滾動接觸疲勞所引起的微觀結構衰變的抗性。特別是，通過合金化元素的組合減輕或消除了白色蝕刻區域的形成。

根據本發明的鋼合金組合物可以基本上由所述的元素組成。因此，應當理解的是，除了那些強制性的元素，其他未敘述的元素也可能存在于組合物中，只要組合物的基本特性沒有因為它們的存在而受到實質性的影響。

根據本發明的鋼合金組合物優選具有以下微觀結構，該微觀結構包括：(i)馬氏體(通常為回火馬氏體)和/或貝氏體鐵素體；(ii)碳化物和/或碳氮化物；以及(iii)可選的一些殘余奧氏體。低含量的殘余奧氏體是有利的，其用于改善軸承部件的尺寸穩定性。上述微觀結構還可以包含氮化物。

鋼合金的結構可以通過傳統的微觀結構表征技術確定，例如，光學顯微鏡、tem、sem、ap-fim以及x射線衍射，包括兩種或兩種以上的上述技術的組合。

鋼合金可以表現出高硬度和/或尺寸穩定性。這意味著鋼合金可以有效地應用在例如軸承部件(例如滾動體、軸承內圈或軸承外圈)的制造中。鋼合金是典型的軸承鋼合金。

根據本發明的另一方面，提供了一種包括本發明描述的鋼合金的軸承部件。可使用所述鋼的軸承部件的示例包括滾動體(例如，滾珠或圓柱滾子、圓錐滾子、曲面或球面滾子)、內圈和外圈。本發明還提供了包括本發明所述的軸承部件的軸承。

現將參考合適的鋼合金熱處理，以舉例說明的方式進一步描述本發明。

根據本發明的鋼合金部件通常在硬化之前經歷傳統的球化退火工藝。傳統的正火熱處理工藝也可以應用于球化退火之前。硬化通常至少需要微觀結構的部分奧氏體化。上述過程可以實現，例如通過將軸承部件保持在850℃～895℃的溫度范圍內，優選持續15～120分鐘。典型的原始奧氏體晶粒尺寸小于20μm。一些碳化物在奧氏體化過程中保持不溶解。此類碳化物是例如m3c(富鐵)和m7c3(富鉻)。在這種情況下，典型的碳化物尺寸高達3μm，優選在1μm左右。

之后，軸承部件通常淬火到合適的介質中，例如油(通常用于馬氏體硬化)中或鹽浴(如果需要貝氏體轉變)中。

如果需要馬氏體微觀組織，通常部件在低于ms溫度(ms是馬氏體起始溫度，其是指在冷卻時從奧氏體開始轉變成馬氏體的溫度)下淬火。然而，在某些情況下，特別是當處理具有較厚部位的較大型軸承部件時，該部件可以在剛好高于ms溫度的溫度下被平衡足夠的持續時間，隨后進行淬火以開始貝氏體轉變。在任何情況下，這樣淬火的、未回火的馬氏體通常將緊接著回火步驟。

馬氏體的硬化和回火也可以通過例如整體硬化或表面感應硬化來實現。在這種情況下，材料將優選在硬化之前進行韌化回火(tough-temper)。

貝氏體硬化通常包括在降至剛好高于奧氏體基體的ms溫度的溫度下對奧氏體化軸承部件進行淬火。接著，部件可以在一定溫度下等溫地保持一段時間，例如每個階段從10分鐘到24小時不等。貝氏體硬化(轉變)過程可以包括，例如一個、兩個或三個轉變階段，所有這三個轉變階段都在不同的溫度下實施。轉變階段的典型溫度范圍為175℃～270℃。其目的是為了優化硬度和總的轉變時間。在貝氏體轉變停止后，部件通常被冷卻到室溫。

可選地，奧氏體化軸承部件可以被硬化，以便獲得混合的馬氏體-貝氏體微觀結構。

此外，可以對軸承部件進行深冷處理(sub-zerotreatment)，通常隨后為回火過程。

優選地，硬化軸承部件是不含有或基本上不含有殘余奧氏體。

可選地，鋼合金或軸承部件可進行表面改性，表面改性是熱化學的、機械的或兩者。這樣的過程可以被應用以提高軸承部件的性能。這些過程的例子包括碳氮共滲和拋光。

可選地，鋼合金或軸承部件可以進行表面精加工技術。例如，拋光(尤其是對于滾道的拋光)之后可以是回火和空氣冷卻。然后，鋼合金或軸承部件可以通過硬車削和/或磨削操作，例如研磨和珩磨來進行精加工。

拋光和回火操作可以使受影響區域的屈服強度顯著增加，且顯著改善硬度、壓縮殘余應力以及更好的滾動接觸疲勞抗性。

附圖說明

現在，本發明將通過舉例說明的方式，參考非限制性的附圖進一步被描述，在附圖中：

圖1a和圖1b示出了由作為根據本發明的示例的鋼a制成的試樣上產生的磨損痕跡的頂部表面及橫截面的顯微照片。

圖2a和圖2b示出了由作為比較示例的鋼b制成的鋼試樣上產生的磨損痕跡的頂部表面及橫截面的顯微照片。

具體實施方式

在本發明的工件(鋼a)中使用具有以下化學組合物的鋼：(wt.％)0.84c-0.24si-0.51mn-2.92cr-0.28mo。由鋼a制成的樣品的化學分析揭示了存在另外的元素：(wt.％)0.003p-0.001s-0.01ni-0.018cu-0.029al-0.004as-0.001sn以及微量的ti、pb、ca、sb以及o。余量由鐵連同任何不可避免的雜質構成。鋼a適用于生產大尺寸的軸承圈，并具有高的淬透性。該組合物的預期的理想臨界直徑是160.3mm(參見c.f.jatczak的“hardenabilityinhighcarbonsteels(高碳鋼的淬透性)”，metallurgicaltransactions，第4卷:2267-2277頁，1973年)。

作為參考，使用具有同等水平的淬透性的已知鋼，其具有以下組合物：(wt.％)0.96c-0.52si-0.93mn-1.86cr-0.57mo(鋼b)。由鋼b制成的樣品的化學分析揭示了存在另外的元素：(wt.％)0.003p-0.001s-0.01ni-0.017cu-0.029al-0.003as-0.002sn以及微量的ti、pb、ca、sb以及o。余量由鐵連同任何不可避免的雜質構成。該組合物的預期的理想臨界直徑是163.9mm。

鋼a和鋼b以相同的方式制備。每種組合物都被真空感應熔化并澆鑄成每個100公斤且厚度約80mm的錠。先使錠均勻化然后退火以使材料軟化，然后將鋼a和鋼b的錠切割成塊。塊然后被熱軋以形成具有大約20mm厚的鋼板。鋼板以相同的方式進行熱處理，使用如上述的常規工藝，包括下述步驟：

·正火；

·球化退火；

·馬氏體硬化；

·回火。

每種鋼的試樣在球化退火步驟后通過軟加工鋼板得到。在硬化和回火后，對試樣進行研磨和拋光，并測量硬度。測得的鋼a的硬度為61.3hrc；測得的鋼b的硬度為62.4hrc。

對試樣進行微動磨損測試，其中將直徑為12.7mm的硬化鋼球壓靠住試樣表面，無潤滑，同時以30μm的切向微位移進行振蕩。在球與試樣表面之間最大的接觸壓力(通過赫茲分布給出)固定在2gpa。該測試以20hz的振蕩頻率并在(沒有任何故意加熱或冷卻的)環境條件下，進行15×10³次循環。

由于鋼a的硬度略微較低，由此種材料制成的試樣在微動磨損測試中承受了110n的稍高的切向摩擦力，與之相比，由鋼b制成的試樣在微動磨損測試中，承受了106n的切向摩擦力。

測試后，產生的磨損痕跡被輕度拋光并用1.5％的硝酸酒精溶液酸蝕刻，使其露出白色蝕刻區域。圖1a和圖2a分別示出了在由鋼a和鋼b制成的試樣的頂部表面上產生的磨損痕跡的顯微照片。微動運動的方向在每副圖中由箭頭來表示。此外，每個試樣在基本上垂直于微動運動的方向上沿著磨損痕跡剖開。圖1b和圖2b分別示出了被剖開的由鋼a和鋼b制成的試樣的顯微照片。

微動磨損測試模擬了軸承失效方式之一的滾動接觸疲勞(rcf)。通常，這種失效模式是伴隨著在受損區域形成白色蝕刻物質，由鋼的微觀結構變化或衰變所導致。rcf損壞通常與表面裂紋或近表面裂紋的萌生有關，表面裂紋或近表面裂紋在疲勞中擴展并最終導致材料從滾道脫落。白色蝕刻區域通常集中在沿著近表面疲勞裂紋。

由圖1a和圖2a可以看出，兩個試樣上的磨損痕跡包括裂紋形成和白色蝕刻物質。然而，由鋼a制成的試樣上的白色蝕刻物質僅僅是表面上的。這可以從圖1b所示的部分剖面看出，白色蝕刻物質并未存在于磨損痕跡的近表面中。

這與由鋼b制成的試樣上產生的磨損痕跡形成對比。正如圖2b所示，白色蝕刻物質存在于近表面中。此外，可能由于脫落而發生了材料損失。在由鋼a制成的試樣上的磨損痕跡幾乎沒有任何材料損失。

因此可以得出結論，根據本發明的鋼具有改善的抗疲勞性，并且不易受到白色蝕刻損壞的影響。

前面的詳細描述已經以解釋和說明的方式提供，并且無意于限制所附權利要求的范圍。本文所示的當前優選實施例的許多變化對于本領域技術人員將是明顯的，并且仍在所附權利要求及其等同物的范圍內。