CN110423955A - 表层超硬化型超高强度耐热齿轮轴承钢及制备方法 - Google Patents

表层超硬化型超高强度耐热齿轮轴承钢及制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明属于材料技术领域，涉及一种表层超硬化型超高强度耐热齿轮轴承钢及制备方法，钢的化学组成及质量分数如下：0.08～0.18％C，10.0～16.0％Co，3.0～8.0％Ni，3.0～7.0％Cr，3.0～6.0％Mo，0.5～2.0％W，0.2～1.0％V，0～0.1％Nb，其余为Fe和杂质元素。采用真空感应熔炼、“真空感应熔炼+真空电弧重熔”或者“真空感应熔炼+电渣重熔”等方法冶炼，钢锭经过扩散退火并锻轧成钢材，钢材试样经过预备热处理、渗碳和最终热处理，钢的抗拉强度不小于1900MPa，屈服强度不小于1600MPa，渗碳表面硬度不小于850HV(相当66HRC)。优点在于，与现有技术相比具有更高的抗拉强度、屈服强度和较好的塑性、韧性和耐热性，具有优异的表层渗碳超硬化性能和疲劳性能，达到了心部超强韧化和表层超硬化的良好配合。

Description

表层超硬化型超高强度耐热齿轮轴承钢及制备方法
技术领域
本发明属于材料技术领域，涉及一种表层超硬化型超高强度耐热齿轮轴承钢及制备方法。
背景技术
齿轮、轴承和传动轴是航空发动机、直升机、高速列车、重型汽车及风电装置等机械传动***的关键构件，在重载、高速、剧烈状态变化和复杂应力条件等工况下服役，要求其具备高的承载能力和良好的耐热耐磨性能，从而保证传动构件具有高的可靠性和耐久性。为了满足重载、高速齿轮、轴承和传动轴的使用要求，齿轮轴承钢应具有优良的表层超硬化性能、高的强韧性和耐热性。
本发明的齿轮轴承钢既具有超高强度高韧性，同时又具有优异的表层超硬化性能和高的热稳定性，可应用于高功率密度机械传动***的齿轮、轴承、传动轴等构件，满足装备对传动构件高承载、长寿命、轻量化等性能要求。
合金化是表层超硬化型超高强度耐热齿轮轴承钢的核心，它决定了钢能否通过渗碳和热处理以获得表层超硬化和心部超强韧化等效果。合金成分设计及合金元素优化匹配是超高强度耐热齿轮轴承钢的关键问题。
渗碳是表层超硬化型超高强度耐热齿轮轴承钢的关键应用技术，通过渗碳及最终热处理使钢表层获得高碳马氏体及其上均匀分布的适量的粒状碳化物的显微组织，从而达到超高硬度和足够的硬化深度，并具有高的残余压应力，同时心部获得超高强度和较好的塑性和韧性，从而显著提高钢的抗疲劳性能和耐磨性，满足重载齿轮和轴承的使用要求。
1982年美国GE公司研制了高强度渗碳钢M50NiL。该钢是在M50轴承钢基础上降低碳含量，并增加了镍元素，从而显著提高了钢的塑性和韧性，并具有良好的渗碳性能。钢的典型化学成分(质量分数)如下：0.13％C，4.13％Cr，3.40％Ni，4.25％Mo，1.23％V。经过渗碳及最终热处理后，钢的表面硬度达到60HRC～64HRC，渗层碳化物细小弥散，心部抗拉强度约1400MPa，屈服强度约1200MPa，断裂韧度50～60MPa√m，使用温度可达到316℃。但是，M50NiL的强度和表面硬度较低，难以满足重载齿轮和轴承的使用需求。
1993年，美国Latrobe公司Maloney等人发明了一种高强度渗碳不锈钢CSS-42L，专利号US5424028。专利钢的化学成分(质量分数)范围如下：0.10％～0.25％C，13.0％～19.0％Cr，5.0％～14.0％Co，1.75％～5.25％Ni，3.0％～5.0％Mo，0.25％～1.25％V，0.01％～0.10％Nb。CSS-42L钢的典型化学成分为：0.13％C，14.5％Cr，12.5％Co，2.25％Ni，4.0％Mo，0.6％V，0.03％Nb。通过真空渗碳及最终热处理后，室温表面硬度达到65HRC以上，427℃下仍高达60HRC。该钢经1038℃淬火和496℃回火后，抗拉强度1760MPa，屈服强度1336MPa，断裂韧度50.4MPa√m；经过1121℃淬火和496℃回火后，抗拉强度1764MPa，屈服强度1200MPa，断裂韧度113MPa√m。CSS-42L钢的渗碳性能较差，渗层碳化物粗大密集，有效硬化深度浅，且淬火温度较高时存在残余奥氏体软区。
1999年，美国西北大学Kuehmann等人发明了一种表层渗碳二次硬化钢，专利号US6176946。专利钢的化学成分(质量分数)范围如下：0.05％～0.24％C，15.0％～28.0％Co，1.5％～9.5％Ni，3.5％～9.0％Cr，≤2.5％Mo，≤0.2％V。该专利产生了C61和C69两种齿轮钢。其中C61钢的典型化学成分(质量分数)为：0.15％C，18.0％Co，9.5％Ni，3.5％Cr，1.1％Mo，0.08％V。通过1000℃真空渗碳及淬火、≤-73℃冷处理和482℃回火，钢的表面硬度达到60～62HRC，渗层碳化物细小弥散，心部抗拉强度1655MPa，屈服强度1551MPa，断裂韧度143MPa√m，使用温度可达到410℃。C61钢的韧性和屈服强度高，但渗层硬度较低，难以承受高的接触应力。C69钢的典型化学成分(质量分数)为：0.10％C，28.0％Co，3.0％Ni，5.1％Cr，2.5％Mo，0.02％V。通过1000℃真空渗碳及淬火、≤-73℃冷处理和496℃回火，钢的表面硬度达到65～67HRC，渗层碳化物细小弥散，心部抗拉强度1622MPa，屈服强度1346MPa，断裂韧度44MPa√m，使用温度可达到450℃。C69钢的韧性较低，不利于弯曲疲劳性能，且钢中Co含量高达28％，成本较高。
2008年，美国QuesTek公司Wright等人发明了一种二次硬化齿轮钢C64，专利号US8801872。钢的化学成分(质量分数)如下：0.11％C，16.3％Co，7.5％Ni，3.5％Cr，1.75％Mo，0.2％W，0.02％V。采用1000℃真空渗碳并淬火、≤-73℃冷处理和496℃回火，钢的渗碳表面硬度达到62～64HRC，渗层碳化物细小弥散，心部抗拉强度1679MPa，屈服强度1372MPa，断裂韧度94MPa√m，使用温度可达到410℃。C64钢的心部强度和渗碳层硬度较低，尚未达到心部超高强度和表层超高硬度水平。
综上可知，目前高性能齿轮轴承钢均为具有沉淀硬化效应的渗碳钢。随着新一代机械装备的发展，对传动构件的承载能力、使用寿命和结构减重提出了更高要求，现有齿轮轴承钢由于心部强韧性和表层硬化性能较低，难以满足要求。为了适应传动构件高承载和轻量化的发展，新一代齿轮轴承钢需要具备心部超高强度和表层超高硬度的良好匹配。因此亟待研究具有表层超硬化性能的超强耐热齿轮轴承钢，经过渗碳及最终热处理后，钢的表面达到超高硬度(硬度≥65HRC)，心部达到超高强度(抗拉强度≥1800MPa，屈服强度≥1400MPa)，使用温度不低于450℃(要求钢的回火温度在480℃以上)。
发明内容
本发明的目的是：提供一种表层超硬化型超高强度耐热齿轮轴承钢及制备方法，经过渗碳及最终热处理后，具有优异的渗碳超硬化性能和疲劳性能，满足高功率密度机械传动***的使用要求。具有超硬化性能和超高强度耐热性能，钢的抗拉强度不小于1900MPa，屈服强度不小于1600MPa，渗碳表面硬度不小于850HV(相当66HRC)。
为解决此技术问题，本发明的技术方案是：
一种表层超硬化型超高强度耐热齿轮轴承钢，所述齿轮轴承钢的化学组成及质量分数为：0.08～0.18％C，10.0～16.0％Co，3.0～8.0％Ni，3.0～7.0％Cr，3.0～6.0％Mo，0.5～2.0％W，0.2～1.0％V，0～0.1％Nb，其余为Fe和杂质元素。
一种表层超硬化型超高强度耐热齿轮轴承钢的制备方法，包括以下工艺步骤和技术参数：
步骤一、高纯冶炼：在冶炼过程中控制杂质元素质量含量如下：S≤0.0030％，P≤0.0050％，O≤0.0010％，N≤0.0020％，H≤0.0001％；保证最终钢材的纯度；
步骤二、钢锭扩散退火：加热温度1200～1240℃，保温时间不少于10h，炉冷至600℃出炉空冷；
步骤三、钢锭热加工成钢材；
步骤四、钢材预备热处理，采用退火和回火复合处理；首先通过退火处理以消除钢中存在的非平衡组织，降低硬度，并细化晶粒。由于发明钢的淬透性很高，退火后冷却过程中仍然会产生少量非平衡组织(如贝氏体等)，然后在通过高温回火使非平衡组织转化为铁素体基体和碳化物组织，进一步降低硬度，为后续机械加工和渗碳最准备。
步骤五、真空渗碳：渗碳温度900℃～1000℃，气氛压强100Pa～1000Pa，根据渗层深度和硬度要求选择渗扩比和脉冲数；
步骤六、最终热处理，包括如下过程：
1、真空淬火：加热温度1050℃～1120℃，保温时间0.5h～2h；
2、冷处理：冷却温度-60℃～-100℃；
3、回火：加热温度480℃～560℃，保温时间2h～3h，空冷；回火2～4次。通过多次回火，降低渗碳层中残余奥氏体含量，充分发挥沉淀硬化作用，以提高渗层和心部强度。
优选地，所述步骤一中冶炼方法采用真空感应熔炼、“真空感应熔炼+真空电弧重熔”或“真空感应熔炼+电渣重熔”中的任一种。
所述步骤三所述钢锭开坯后经过锻造或轧制成钢材；所述锻造或轧制温度范围为1160℃～900℃，缓冷至室温并进行600℃～700℃回火，回火保温时间不少于6h。
所述步骤四中退火过程工艺参数为：加热温度850℃～900℃，保温时间不少于2h，炉冷至600℃出炉空冷。
所述步骤四中回火过程工艺参数为：加热温度600℃～700℃，保温时间不少于6h，空冷。
优选地，所述步骤五中渗剂为乙炔或丙烷。
优选地，步骤六所述第1步中真空淬火中采用气冷或油冷。
步骤六所述第2步中冷却时间1h～3h，空气中回温至室温。
步骤六所述第3步中每两次回火之间可进行一次冷处理，也可以不进行冷处理。根据渗碳层碳浓度及残余奥氏体含量不同确定冷处理次数。若渗层碳浓度高，残余奥氏体含量高，则增加冷处理次数，反之亦然。
本发明的有益效果是：
通过真空渗碳和最终热处理，钢的抗拉强度不小于1900MPa，屈服强度不小于1600MPa，屈服强度不小于1600MPa，渗碳表面硬度不小于850HV(相当66HRC)。与现有技术相比，本发明钢具有更高的抗拉强度、屈服强度和较好的塑性、韧性和耐热性，具有优异的表层渗碳超硬化性能和疲劳性能，达到了心部超强化和表层超硬化的良好配合。本发明钢可用于重载高速齿轮和轴承，以提高构件承载能力，减轻构件重量。
本发明钢中合金元素的作用如下：
C是本发明钢的主要合金元素之一。C是奥氏体形成元素，在本发明钢中C主要以间隙固溶原子和碳化物的形式存在。固溶于奥氏体中的C强烈降低Ms温度，增加残余奥氏体含量和稳定性，增加钢的淬透性，抑制自由铁素体的形成。固溶于铁素体中的C具有强烈的固溶强化作用，显著提高渗层和心部马氏体的强度。在淬火后的高温回火过程中，过饱和C原子从马氏体基体中析出形成M2C型碳化物，起沉淀强化作用，进一步提高渗层硬度和心部强度。在铸锭凝固过程中，C与强碳化物形成元素Nb、V、Mo、W等形成MC、M6C等一次碳化物，在以后的奥氏体化过程中不能完全固溶，形成一次残留碳化物。一次残留碳化物可细化奥氏体晶粒，但较多的粗大碳化物将导致钢的韧性和疲劳性能降低。C含量过高将导致钢的韧性和塑性不足，并且会抑制渗碳过程中C原子的扩散速率，降低渗层深度。而C量过低会导致心部强度不足。因此，本发明钢的C含量为0.08％～0.18％。
Co是本发明钢的主要合金元素之一。Co是奥氏体形成元素，以置换原子形式固溶于奥氏体或铁素体中。固溶于奥氏体中的Co提高了Ms温度，促进奥氏体向马氏体转变，减小残余奥氏体含量。利用Co的这一重要特性可使钢中加入更多的C、Ni元素和Cr、Mo元素，从而改善钢的强韧性和渗碳性能。固溶于铁素体中的Co一方面降低Mo、W原子在钢中的溶解度，促进M2C碳化物的析出，增强沉淀硬化效果，使渗碳层达到超高硬度，心部达到超高强度。另一方面，Co使Fe产生短程有序，降低Fe的自扩散系数，回火时延缓马氏***错亚结构的回复，从而为沉淀相M2C的析出提供更多的形核位置；同时Co提高C在铁素体中的激活能，降低C在铁素体中的扩散系数，增加M2C碳化物的形核率并抑制其聚集长大，有利于形成细小弥散分布的沉淀相；Ni、Co共同作用促进Fe3C回溶和M2C碳化物的形成。此外，Co通过延缓马氏体亚结构的回复和沉淀相的聚集长大，以提高钢的回火抗力和热稳定性。Co量过高时，将增加孪晶马氏体的含量，使韧性和塑性降低，并使钢的成本过高。Co量过低时，沉淀硬化作用不足，无法达到渗层超硬化和心部超强化。因此本发明钢中Co含量为10.0％～16.0％C。
Cr是本发明钢的主要合金元素之一。Cr是铁素体形成元素，封闭奥氏体相区，强烈降低Ms温度，提高钢的淬透性。Cr提高钢的耐蚀性和抗氧化性。Cr的加入使Fe产生阳极钝化，提高了钢在氧化性酸中的耐蚀性。含Cr钢中加入Mo元素，可进一步提高其耐蚀性。Cr是中等碳化物形成元素，在回火过程中Cr进入渗碳体相中形成合金渗碳体(FeCr)3C，提高其稳定性。由于Cr在铁素体相中的扩散速度大于Mo、W等碳化物形成元素，故Cr量增加促进了M2C沉淀相变动力学过程，使二次硬化峰向低温短时方向移动，加快了M2C碳化物的聚集长大速度。Cr是保证渗碳性能的重要合金元素。Cr与Mo共同作用形成合金碳化物，提高渗层碳含量而不降低渗层深度。固溶于奥氏体中的Cr和Mo抑制渗层贝氏体的形成，提高了渗层淬透性。Cr含量增加(约5％)有利于渗层碳化物弥散均匀分布，减少沿晶分布倾向。淬火加热时，Cr促进渗层碳化物的溶解，提高了渗层深度，并保证了渗层二次硬化作用；同时，渗层未溶碳化物数量减少，尺寸细化，有利于提高韧性和疲劳性能。Cr量过高时将导致渗碳层Ms强烈降低，出现残余奥氏体软区，并与Mo、W、V等元素形成密集的、粗大的碳化物，降低疲劳性能，减小渗层深度；Cr量过低时将引起渗碳层和心部淬透性不足。因此本发明钢的Cr含量为3.0％～7.0％。
Ni是本发明钢的主要韧化元素。Ni是奥氏体形成元素，在钢中主要以固溶原子形式存在。固溶于奥氏体中的Ni降低马氏体转变的Ms温度，提高过冷奥氏体稳定性。固溶于铁素体中的Ni可降低位错与杂质原子的交互作用能，使马氏体中存在更多的可动位错，从而改善塑性和韧性，降低解理断裂倾向。同时，Ni提高层错能，减小位错宽度，使交滑移易于进行。Ni降低逆转变奥氏体的As温度，促进回火时逆转变奥氏体的形成。在Cr-Mo-W二次硬化钢中加入Ni可促进合金渗碳体(FeCr)3C的回溶，为M2C碳化物的形成提供足够的碳含量。Ni降低渗碳层碳含量和渗层深度，增加渗层残余奥氏体含量，使渗层到心部过渡平缓。此外，Ni还能提高钢对大气腐蚀、海水腐蚀和碱腐蚀的抗力，考虑Ni对强韧性和渗碳性能等的影响，本发明钢中Ni含量取3.0％～8.0％。
Mo和W是本发明钢的主要强化元素。Mo和W的作用相似，均为铁素体形成元素，降低Ms温度，提高过冷奥氏体稳定性和钢的淬透性。在淬火后的回火过程中，Mo和W与C原子形成M2C相，产生沉淀硬化作用，显著提高心部和渗层的强度和硬度，达到心部超强化和渗层超硬化。随Mo和W含量增加，从动力学上推迟了M2C碳化物的析出，提高了铁素体相的回复、再结晶以及蠕变抗力，从而使钢具有高的回火抗力和热强性。Mo和W相比，前者沉淀硬化作用较强，后者硬化效果较弱，但推迟了过时效。Mo、W同时加入，既具有较强的沉淀硬化效果，又具有较高的过时效抗力。Cr含量和Mo、W含量的合理匹配，既保证马氏体基体中能正常析出细小弥散的M2C碳化物，同时又不致其粗化。Mo和W还能降低钢的高温回火脆性。Mo使钢表面产生钝化，提高钢在还原性介质(尤其是含Cl离子介质)中的耐点蚀、耐缝隙腐蚀、耐应力腐蚀以及耐腐蚀疲劳等性能等。此外，Mo和W还是形成渗碳层碳化物的重要元素，有效增加了渗层碳浓度，提高了渗层耐磨性，细化了渗层晶粒。Mo、W与Cr共同作用提高了渗碳层淬透性，抑制了贝氏体组织的形成。Mo、W含量过高时，沉淀硬化作用强烈，导致钢的强度过高而韧性不足，且奥氏体化温度升高导致淬火变形增大。过低时引起钢的强度和硬度下降。故本发明钢的Mo、W含量分别为3.0％～6.0％和0.5％～2.0％。
V和Nb是本发明钢的少量添加元素。V和Nb均为强碳化物形成元素，在钢中主要以碳化物形式存在，碳化物稳定性高，特别是NbC。钢在加热奥氏体化时，MC型碳化物(尤其是NbC)难以完全固溶，从而细化奥氏体晶粒，使钢可进行高温渗碳并直接淬火，以简化工艺过程。固溶于奥氏体中的V和Nb增加过冷奥氏体稳定性，在淬火后的回火过程中将从马氏体中析出MC型碳化物(如VC、NbC等)而产生沉淀硬化。MC型碳化物不易聚集长大，有效提高了钢的回火稳定性和热强性。在渗碳过程中，Nb和V优先与C结合形成碳化物，在奥氏体化过程中不完全固溶，从而使渗层奥氏体中含有较多的Cr、Mo、W等合金元素，以提高渗层的淬透性和耐蚀性。由于VC的固溶度大于NbC，因此本发明钢中V主要起沉淀强化作用，Nb主要用于细化晶粒。钢中V、Nb含量过高时，将导致心部和渗层存在粗大的未溶碳化物，降低韧性和疲劳性能。因此，本发明钢中V、Nb含量分别为0.2％～1.0％和0％～0.1％。
具体实施方式
为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将本发明结合实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例是本发明的一部分实施例，而不是全部实施例。基于本发明中的实施例，本领域的普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下，所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
下面将详细描述本发明实施例的各个方面的特征。在下面的详细描述中，提出了许多具体的细节，以便对本发明的全面理解。但是，对于本领域的普通技术人员来说，很明显的是，本发明也可以在不需要这些具体细节的情况下就可以实施。下面对实施例的描述仅仅是为了通过示出本发明的示例对本发明更好的理解。本发明不限于下面所提供的任何具体设置和方法，而是覆盖了不脱离本发明精神的前提下所覆盖的所有的产品结构、方法的任何改进、替换等。
在本发明的实施例中，采用真空感应熔炼+真空自耗重熔的方法冶炼了12炉本发明合金成分的钢材。钢锭高温退火后在1160℃～900℃范围内进行锻造或轧制成棒材。锻后缓冷至室温并进行680℃，10h回火处理。
对钢材进行预备热处理。首先进行850℃～900℃，3h退火，然后进行650℃～700℃，10h回火处理。
机械加工渗碳试样，并进行真空渗碳处理。渗碳温度为950℃～1000℃渗碳，气氛压强为120Pa～180Pa，渗剂为乙炔，渗扩比0.10～0.50，脉冲数30～60。
对渗碳试样和力学性能试样进行最终热处理。真空淬火温度为1060℃～1100℃，保温时间为1.0h～1.5h，空冷或油冷；冷处理温度为-70℃～-90℃，冷却时间为2h，在空气中回温至室温；回火温度为500℃～550℃，保温时间为2～3h，空冷至室温。根据渗层碳浓度和残余奥氏体含量确定回火次数和冷处理次数，以保证渗层硬度和心部强度。在实施例中，实施例1、2、3、4、12在淬火后进行一次冷处理和三次回火，实施例5、6、7、8、9、10、11在淬火后依次进行冷处理、回火、冷处理、回火、冷处理和回火。
本发明钢的化学成分见表1，常规力学性能见表2，旋转弯曲疲劳性能见表3。在表中列入了对比钢(C69和CSS-42L)的化学成分和力学性能。
由表1可知，与C69钢相比，本发明钢的Co含量较低以降低成本，Mo含量较高以提高心部强度和渗碳层硬度；与CSS-42L钢相比，本发明钢的Cr含量较低以改善渗碳性能，Ni含量较高以提高韧性。
由表2可知，本发明钢比C69和CSS-42L钢具有更高的抗拉强度、屈服强度和良好的塑性和韧性，同时具有优异的渗碳超硬化性能。
由表3可知，本发明钢渗碳后具有优异的旋转弯曲疲劳性能，疲劳寿命显著高于对比钢CSS-42L和M50NiL。
表1本发明钢与对比钢的化学成分(质量分数，％)
表2本发明钢与对比钢的常规力学性能
表3本发明钢与对比钢的旋转弯曲疲劳性能
最后应该说明的是：以上实施例仅用以说明本发明的技术方案，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可以轻易想到各种等效的修改或者替换，这些修改或者替换都应该涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种表层超硬化型超高强度耐热齿轮轴承钢，其特征在于：所述齿轮轴承钢的化学组成及质量分数为：0.08～0.18％C，10.0～16.0％Co，3.0～8.0％Ni，3.0～7.0％Cr，3.0～6.0％Mo，0.5～2.0％W，0.2～1.0％V，0～0.1％Nb，其余为Fe和杂质元素。
2.一种如权利要求1所述的表层超硬化型超高强度耐热齿轮轴承钢的制备方法，其特征在于：所述制备方法包括以下工艺步骤：
步骤一、高纯冶炼：在冶炼过程中控制杂质元素质量含量如下：S≤0.0030％，P≤0.0060％，O≤0.0010％，N≤0.0020％，H≤0.0001％；
步骤二、钢锭扩散退火：加热温度1200～1240℃，保温时间不少于10h，炉冷至600℃出炉空冷；
步骤三、钢锭热加工成钢材；
步骤四、钢材预备热处理，采用退火和回火复合处理；
步骤五、真空渗碳：渗碳温度900℃～1000℃，气氛压强100Pa～1000Pa，
步骤六、最终热处理，包括如下过程：
6.1、真空淬火：加热温度1050℃～1120℃，保温时间0.5h～2h；
6.2、冷处理：冷却温度-60℃～-100℃；
6.3、回火：加热温度480℃～560℃，保温时间2h～3h，空冷；回火2～4次。
3.根据权利要求2所述的表层超硬化型超高强度耐热齿轮轴承钢的制备方法，其特征在于：步骤一中所述冶炼方法采用真空感应熔炼、“真空感应熔炼+真空电弧重熔”或“真空感应熔炼+电渣重熔”中的任一种。
4.根据权利要求2所述的表层超硬化型超高强度耐热齿轮轴承钢的制备方法，其特征在于：步骤三所述钢锭开坯后经过锻造或轧制成钢材；所述锻造或轧制温度范围为1160℃～900℃，缓冷至室温并进行600℃～700℃回火，回火保温时间不少于6h。
5.根据权利要求2所述的表层超硬化型超高强度耐热齿轮轴承钢的制备方法，其特征在于：所述步骤四中退火过程工艺参数为：加热温度850℃～900℃，保温时间不少于2h，炉冷至600℃出炉空冷。
6.根据权利要求2所述的表层超硬化型超高强度耐热齿轮轴承钢的制备方法，其特征在于：所述步骤四中回火过程工艺参数为：加热温度600℃～700℃，保温时间不少于6h，空冷。
7.根据权利要求2所述的表层超硬化型超高强度耐热齿轮轴承钢的制备方法，其特征在于：所述步骤五中渗剂为乙炔或丙烷。
8.根据权利要求2所述的表层超硬化型超高强度耐热齿轮轴承钢的制备方法，其特征在于：步骤六所述第6.1步中真空淬火中采用气冷或油冷。
9.根据权利要求2所述的表层超硬化型超高强度耐热齿轮轴承钢的制备方法，其特征在于：步骤六所述第6.2步中冷却时间1h～3h，空气中回温至室温。
10.根据权利要求2所述的表层超硬化型超高强度耐热齿轮轴承钢的制备方法，其特征在于：步骤六所述第6.2步中每两次回火之间可进行一次冷处理。
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Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110846515A (zh) * 2019-11-21 2020-02-28 重庆材料研究院有限公司 一种超低气体含量镍基合金690的制备方法
CN111020464A (zh) * 2019-12-19 2020-04-17 中国航发哈尔滨轴承有限公司 一种薄壁轴承套圈真空渗碳方法
CN111020457A (zh) * 2019-11-26 2020-04-17 中国航发中传机械有限公司 一种弧齿锥齿轮的渗碳热处理控制方法
CN111719111A (zh) * 2020-08-03 2020-09-29 苏州亚太金属有限公司 一种提高齿轮渗碳用钢综合性能的热处理方法
CN111945101A (zh) * 2020-07-24 2020-11-17 中国航发北京航空材料研究院 提高零件表面形变强化层热稳定性的复合表层改性方法
CN113862610A (zh) * 2021-08-25 2021-12-31 东北大学 一种提高渗碳层耐蚀性能的预处理方法
CN114058818A (zh) * 2021-11-02 2022-02-18 河钢股份有限公司 一种55Ni40Cr3Al轴承钢的轧制及热处理方法
CN114277311A (zh) * 2021-11-10 2022-04-05 南京高速齿轮制造有限公司 一种用于曲柄轴的钢材料、制备方法及用途
CN114317897A (zh) * 2021-12-15 2022-04-12 中国航发北京航空材料研究院 一种超强高韧渗碳钢棒材和锻件的预备热处理工艺
CN114318167A (zh) * 2021-12-15 2022-04-12 中国航发北京航空材料研究院 一种超高强度高韧性沉淀硬化型渗碳钢及制备方法
CN114990456A (zh) * 2022-06-13 2022-09-02 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 高强韧不锈钢及其超高纯度高组织均匀性控制方法
CN116837192A (zh) * 2023-08-31 2023-10-03 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 一种超细晶高温渗碳轴承钢及其制造方法

Citations (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5221372A (en) * 1992-02-13 1993-06-22 Northwestern University Fracture-tough, high hardness stainless steel and method of making same
US5424028A (en) * 1993-12-23 1995-06-13 Latrobe Steel Company Case carburized stainless steel alloy for high temperature applications
JPH11210767A (ja) * 1998-01-27 1999-08-03 Senshin Zairyo Riyo Gas Generator Kenkyusho:Kk 転がり軸受
US20040000283A1 (en) * 2002-06-27 2004-01-01 Eaton Corporation Powder metal valve seat insert
CN1514887A (zh) * 2001-02-09 2004-07-21 ������̩�¹�˾ 纳米碳化物沉积增强的超高强度的、耐腐蚀的结构钢
US20050268990A1 (en) * 2004-06-02 2005-12-08 Chin Herbert A Carbo-nitrided case hardened martensitic stainless steels
CN101784681A (zh) * 2007-08-22 2010-07-21 奎斯泰克创新公司 二次硬化齿轮钢
CN102226254A (zh) * 2011-06-10 2011-10-26 钢铁研究总院 一种高强高韧耐蚀高温轴承齿轮钢及制备方法
US8308873B2 (en) * 2011-04-11 2012-11-13 United Technologies Corporation Method of processing steel and steel article
JP5401964B2 (ja) * 2008-12-15 2014-01-29 新日鐵住金株式会社 金属管の製造方法
CN104641007A (zh) * 2012-08-15 2015-05-20 蒂姆肯公司 具有改进的耐接触疲劳性的钢制品及其制造方法
CN105980590A (zh) * 2013-12-02 2016-09-28 埃赫曼特殊钢公司 钢合金及包含此类钢合金的组件
CN106191705A (zh) * 2016-08-12 2016-12-07 刘少尊 一种Mo,Al复合渗氮高强度不锈轴承钢及制备方法
JP2016204709A (ja) * 2015-04-23 2016-12-08 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐浸炭性及び耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
CN107326294A (zh) * 2016-04-29 2017-11-07 大连思泰博模具技术有限公司 压铸模具用钢
WO2017216500A1 (fr) * 2016-06-17 2017-12-21 Aubert & Duval Composition d'acier
CN108118260A (zh) * 2017-12-26 2018-06-05 钢铁研究总院 一种超强超硬高温不锈轴承齿轮钢及制备方法
CN109355585A (zh) * 2018-11-06 2019-02-19 天津理工大学 一种超高氮马氏体耐热铸钢及其制备方法
US20190062881A1 (en) * 2017-08-24 2019-02-28 Corvid Technologies High aluminum containing manganese steel and methods of preparing and using the same
CN109735794A (zh) * 2019-03-08 2019-05-10 东北大学 一种高温渗碳不锈钢低压真空渗碳热处理方法

Patent Citations (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5221372A (en) * 1992-02-13 1993-06-22 Northwestern University Fracture-tough, high hardness stainless steel and method of making same
US5424028A (en) * 1993-12-23 1995-06-13 Latrobe Steel Company Case carburized stainless steel alloy for high temperature applications
JPH11210767A (ja) * 1998-01-27 1999-08-03 Senshin Zairyo Riyo Gas Generator Kenkyusho:Kk 転がり軸受
CN1514887A (zh) * 2001-02-09 2004-07-21 ������̩�¹�˾ 纳米碳化物沉积增强的超高强度的、耐腐蚀的结构钢
US20040000283A1 (en) * 2002-06-27 2004-01-01 Eaton Corporation Powder metal valve seat insert
US20050268990A1 (en) * 2004-06-02 2005-12-08 Chin Herbert A Carbo-nitrided case hardened martensitic stainless steels
CN101784681A (zh) * 2007-08-22 2010-07-21 奎斯泰克创新公司 二次硬化齿轮钢
JP5401964B2 (ja) * 2008-12-15 2014-01-29 新日鐵住金株式会社 金属管の製造方法
US8308873B2 (en) * 2011-04-11 2012-11-13 United Technologies Corporation Method of processing steel and steel article
CN102226254A (zh) * 2011-06-10 2011-10-26 钢铁研究总院 一种高强高韧耐蚀高温轴承齿轮钢及制备方法
CN104641007A (zh) * 2012-08-15 2015-05-20 蒂姆肯公司 具有改进的耐接触疲劳性的钢制品及其制造方法
CN105980590A (zh) * 2013-12-02 2016-09-28 埃赫曼特殊钢公司 钢合金及包含此类钢合金的组件
JP2016204709A (ja) * 2015-04-23 2016-12-08 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐浸炭性及び耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
CN107326294A (zh) * 2016-04-29 2017-11-07 大连思泰博模具技术有限公司 压铸模具用钢
WO2017216500A1 (fr) * 2016-06-17 2017-12-21 Aubert & Duval Composition d'acier
CN109790594A (zh) * 2016-06-17 2019-05-21 奥伯杜瓦公司 钢组合物
CN106191705A (zh) * 2016-08-12 2016-12-07 刘少尊 一种Mo,Al复合渗氮高强度不锈轴承钢及制备方法
US20190062881A1 (en) * 2017-08-24 2019-02-28 Corvid Technologies High aluminum containing manganese steel and methods of preparing and using the same
CN108118260A (zh) * 2017-12-26 2018-06-05 钢铁研究总院 一种超强超硬高温不锈轴承齿轮钢及制备方法
CN109355585A (zh) * 2018-11-06 2019-02-19 天津理工大学 一种超高氮马氏体耐热铸钢及其制备方法
CN109735794A (zh) * 2019-03-08 2019-05-10 东北大学 一种高温渗碳不锈钢低压真空渗碳热处理方法

Cited By (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110846515A (zh) * 2019-11-21 2020-02-28 重庆材料研究院有限公司 一种超低气体含量镍基合金690的制备方法
CN111020457A (zh) * 2019-11-26 2020-04-17 中国航发中传机械有限公司 一种弧齿锥齿轮的渗碳热处理控制方法
CN111020457B (zh) * 2019-11-26 2022-05-27 中国航发中传机械有限公司 一种弧齿锥齿轮的渗碳热处理控制方法
CN111020464A (zh) * 2019-12-19 2020-04-17 中国航发哈尔滨轴承有限公司 一种薄壁轴承套圈真空渗碳方法
CN111945101A (zh) * 2020-07-24 2020-11-17 中国航发北京航空材料研究院 提高零件表面形变强化层热稳定性的复合表层改性方法
CN111719111A (zh) * 2020-08-03 2020-09-29 苏州亚太金属有限公司 一种提高齿轮渗碳用钢综合性能的热处理方法
CN113862610A (zh) * 2021-08-25 2021-12-31 东北大学 一种提高渗碳层耐蚀性能的预处理方法
CN113862610B (zh) * 2021-08-25 2022-09-23 东北大学 一种提高渗碳层耐蚀性能的预处理方法
CN114058818A (zh) * 2021-11-02 2022-02-18 河钢股份有限公司 一种55Ni40Cr3Al轴承钢的轧制及热处理方法
CN114277311B (zh) * 2021-11-10 2022-07-15 南京高速齿轮制造有限公司 一种用于曲柄轴的钢材料、制备方法及用途
CN114277311A (zh) * 2021-11-10 2022-04-05 南京高速齿轮制造有限公司 一种用于曲柄轴的钢材料、制备方法及用途
CN114317897A (zh) * 2021-12-15 2022-04-12 中国航发北京航空材料研究院 一种超强高韧渗碳钢棒材和锻件的预备热处理工艺
CN114318167A (zh) * 2021-12-15 2022-04-12 中国航发北京航空材料研究院 一种超高强度高韧性沉淀硬化型渗碳钢及制备方法
CN114317897B (zh) * 2021-12-15 2024-05-24 中国航发北京航空材料研究院 一种超强高韧渗碳钢棒材和锻件的预备热处理工艺
CN114990456A (zh) * 2022-06-13 2022-09-02 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 高强韧不锈钢及其超高纯度高组织均匀性控制方法
CN114990456B (zh) * 2022-06-13 2023-10-13 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 高强韧不锈钢及其超高纯度高组织均匀性控制方法
CN116837192A (zh) * 2023-08-31 2023-10-03 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 一种超细晶高温渗碳轴承钢及其制造方法
CN116837192B (zh) * 2023-08-31 2023-12-01 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 一种超细晶高温渗碳轴承钢及其制造方法

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