CN107034422A

CN107034422A - 耐疲劳轴承钢

Info

Publication number: CN107034422A
Application number: CN201611136716.XA
Authority: CN
Inventors: 尤里·卡丁; 默罕默德·谢里夫
Original assignee: SKF AB
Current assignee: SKF AB
Priority date: 2015-12-14
Filing date: 2016-12-12
Publication date: 2017-08-11
Also published as: GB201521947D0; US20170335440A1; DE102016224191A1

Abstract

本发明公开了一种耐疲劳轴承钢，本发明的轴承用钢合金具有以下成分，包括：0.8wt.％～1.0wt.％的碳、0.1wt.％～0.5wt.％的硅、0.2wt.％～0.9wt.％的锰、2.0wt.％～3.3wt.％的铬、0～0.4wt.％的钼、0～0.2wt.％的钴、0～0.2wt.％的铱、0～0.2wt.％的铼、0～0.2wt.％的钒、0～0.1wt.％的铌、0～0.5wt.％的钨、0～0.2％的镍、0～0.4wt.％的铜、0～0.05％的铝、0～150ppm的氮以及余量的铁和任何不可避免的杂质。

Description

耐疲劳轴承钢

技术领域

本发明大致涉及冶金领域。更具体地，本发明涉及一种钢合金，该钢合金用于制造轴承。

背景技术

轴承是允许两个部件之间受约束的相对运动的设备。滚动轴承包括内滚道和外滚道以及设置在内外滚道之间的多个滚动体(例如滚珠和/或滚子)。为了长期的可靠性和性能，各种构件具有高抗滚动接触疲劳、高耐磨性和高抗蠕变性是很重要的。

用于制造金属部件的常规技术包括热轧或热锻以形成棒、杆、管或环，随后是软成型/加工过程以获得所需的近净成形部件(near net shape component)。表面硬化和整体硬化工艺是公知的，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劳性。已知有多种表面或外壳硬化工艺用于改善滚动接触疲劳抗性。

典型的硬化轴承钢的微观结构由通常是贝氏体或回火马氏体的基体与碳化物组成。碳化物可以包括渗碳体颗粒。例如，在钢体系100Cr6中，可以具有化学计量M₃C(M是金属，主要是铁)。在典型的轴承钢硬化微观结构中存在的渗碳体颗粒在轴承应用中(特别是如果在轴承接触中发生滑动时)是至关重要的。然而，在疲劳的情况下，虽然这些颗粒相对很硬且坚固并且是约1μm或以下的小尺寸，但是这些颗粒代表内部的微缺口。

已经发现一旦疲劳带形成，渗碳体颗粒有时能剪切和开裂，并且，除此之外，由于在滚动接触条件下新生裂纹表面的摩擦，渗碳体颗粒还可能变成非晶体的，或导致在轴承部件中形成非晶体区域。对受影响轴承部件的剖面进行金相学分析时，这些形式的微观结构衰变显现为白色(白色蚀刻区域)。

发明内容

本发明的目的是为了解决与现有技术相关的一些问题，或至少提供一种商业上有用的替代品。

本发明公开了一种轴承用钢合金，该合金具有以下组成，包括：0.8wt.％～1.0wt.％的碳、0.1wt.％～0.5wt.％的硅、0.2wt.％～0.9wt.％的锰、2.0wt.％～3.3wt.％的铬、0～0.4wt.％的钼、0～0.2wt.％的钴、0～0.2wt.％的铱、0～0.2wt.％的铼、0～0.2wt.％的钒、0～0.1wt.％的铌、0～0.5wt.％的钨、0～0.2wt.％的镍、0～0.4wt.％的铜、0～0.05wt.％的铝、0～150ppm的氮以及余量的铁和任何不可避免的杂质。

现在将进一步描述本发明。在下面的段落中，本发明的不同方面将被更详细地定义。除非明确做出相反的表示，否则如此定义的每个方面可以与任何其他的一个或多个方面相结合。特别地，任何被指示为优选或有利的特征可以与任何其他被指示为优选或有利的一个或多个特征相结合。

在本发明中，钢合金组合物包含0.8wt.％～1.0wt.％的碳，优选0.8wt.％～0.9wt.％的碳。在一些要求较高硬度的实施例中，该组合物包含0.85wt.％～0.95wt.％的碳。与其他合金化元素相结合使用时，这会产生包括碳化物颗粒的所需的微观结构和对由滚动接触疲劳引起的微观结构衰变的抗性。特别是，通过合金化元素的组合来减轻或消除白色蚀刻区域的形成。认为这可能是由碳化物颗粒，特别是渗碳体所造成的，并且在最终的功能性微观结构中的基体相显示出更高的弹性性能(例如更高的剪切模量)，从而抑制非晶化。碳也起到降低能够形成贝氏体的温度的作用，从而能够获得细微结构。碳的存在可使得碳化物和/或碳氮化物在奥氏体化的过程中有残余，其可以作为奥氏体晶粒细化剂。当碳含量高于1.0wt.％时，可能增大使材料形成白色蚀刻区域的倾向。当碳含量低于0.8wt.％时，合金可能具有较高的马氏体起始温度，这导致难以获得具有足够用于轴承应用的硬度的纯贝氏体的微观结构。

钢合金组合物包含0.1wt.％～0.5wt.％的硅，优选0.1wt.％～0.45wt.％的硅，更优选0.1wt.％～0.4wt.％的硅。与其他合金化元素结合使用时，这产生具有最少量的残余奥氏体的期望的微观结构。硅在碳化物中的溶解度忽略不计；特别是在高温下，硅的扩散率足够高使其不会被碳化物捕获。硅还有助于抑制渗碳体的过度沉淀和碳化物的形成。除此之外，硅还有助于稳定过渡碳化物，并提高钢微观结构的耐回火性。然而，太高的硅含量可能会导致基体的弹性性能降低。基于此原因，最大硅含量为0.5wt.％。

钢合金组合物包含0.2wt.％～0.9wt.％的锰，优选0.35wt.％～0.8wt.％的锰，更优选0.4wt.％～0.6wt.％的锰。锰含量为至少0.2wt.％，因此，与其他合金化元素结合使用时，有助于减轻白色蚀刻区域的形成。锰还可用于提高淬透性。除此之外，锰起到提高奥氏体相对于铁素体的稳定性的作用。然而，高于0.9wt.％的锰含量可用于增加残余奥氏体的量，并降低向贝氏体转变的速率。这可能导致实际的冶金问题，例如稳定过多的残余奥氏体，导致轴承部件的尺寸稳定性的潜在问题。

除此之外，锰可以降低基体(例如板条马氏体)的弹性性能，但是由于它在碳化物中的富集程度比基体中大，所以锰在合金中的含量可以保持在所述水平。一旦溶解在碳化物(特别是在渗碳体)中，碳化物在热力学上更稳定，表现出改进的弹性性能以及对开裂(剪切)和对白色蚀刻区域的形成的较好抗性。

钢合金组合物包含2.0wt.％～3.3wt.％的铬，优选2.3wt.％～3.3wt.％的铬，更优选2.5wt.％～3.1wt.％的铬。铬含量为至少2.0wt.％，因此，与其他合金化元素结合使用时，有助于减轻白色蚀刻区域的形成。与锰不同，铬可以增强基体和碳化物两者的弹性性能。在铬含量较高的情况下，渗碳体可以部分地或大量地被更稳定的富铬碳化物M₇C₃取代。铬还可以起到增强淬透性并降低贝氏体起始温度的作用。铬在耐腐蚀性方面也是有益的。

钢组合物可以可选地包含多达0.4wt.％的钼，例如0.1wt.％～0.4wt.％的钼，优选0.2wt.％～0.35wt.％的钼，更优选0.25wt.％～0.3wt.％的钼。钼可以用于避免由于杂质(例如磷)所引起的奥氏体晶界脆化。钼还可以降低贝氏体起始温度并增强淬透性，这在当钢被用来制造例如(需要在高温淬火后硬化到较大深度的)大尺寸轴承圈时是重要的。合金中的钼含量优选不超过约0.4wt.％，否则可能过早停止奥氏体向贝氏体铁素体的转变，这可能导致在结构中残余大量的奥氏体。在其他的实施例中，如果钢用于制造相对小尺寸的轴承圈，并且淬透性不太重要时，只要将钼保持在最低限度，即0.1wt.％或以下的水平即可。

钢组合物可以可选地包含以下项中的一种或多种：高达0.2wt.％的钴(例如，0.05wt.％～0.15wt.％的钴)、高达0.2wt.％的铱(例如，0.05wt.％～0.15wt.％的铱)、高达0.2wt.％的铼(例如，0.05wt.％～0.15wt.％的铼)、高达0.2wt.％的钒(例如，0.05wt.％～0.15wt.％的钒)、高达0.1wt.％的铌(例如，0.05wt.％～0.10wt.％的铌)以及高达0.5wt.％的钨(例如，0.05wt.％～0.4wt.％的钨)。令人惊奇地发现，Co、Ir、Re、V、Nb和/或W可能通过使微观结构细化和/或提高其弹性性能从而进一步改善微观结构，由此更好地防止在滚动接触期间形成白色蚀刻物质。

钢组合物可以可选地包含高达0.2wt.％的镍，例如0.05wt.％～0.1wt.％的镍。然而，镍优选不存在于钢合金中。

钢组合物可以可选地包含高达0.4wt.％的铜，例如0.05wt.％～0.35wt.％的铜。

钢组合物可以可选地包含高达0.05wt.％的铝，例如0.005wt.％～0.05wt.％的铝，优选0.01wt.％～0.03wt.％的铝。铝也可以作为脱氧剂。然而，铝的使用需要严格的钢生产控制以确保清洁度，因而这也增加了处理成本。因此，钢合金包括不超过0.05wt.％的铝。

在一些实施例中，氮可以被添加，使钢合金包含50～150ppm的氮，优选75～100ppm的氮。氮的存在可以有利于促进复合氮化物和/或碳氮化物的形成。在其他实施例中，没有刻意添加氮。然而，由于在熔化过程中暴露于大气，合金可能仍必然地包含高达50ppm的氮。

如上所述，钢组合物可以可选地包含以下元素中的一种或多种：

0～0.4wt.％的钼(例如，0.05wt.％～0.5wt.％的钼)

0～0.2wt.％的钴(例如，0.05wt.％～0.2wt.％的钴)

0～0.2wt.％的铱(例如，0.05wt.％～0.2wt.％的铱)

0～0.2wt.％的铼(例如，0.05wt.％～0.2wt.％的铼)

0～0.2wt.％的钒(例如，0.05wt.％～0.2wt.％的钒)

0～0.1wt.％的铌(例如，0.05wt.％～0.10wt.％的铌)

0～0.5wt.％的钨(例如，0.05wt.％～0.5wt.％的钨)

0～0.2wt.％的镍(例如，0.05wt.％～0.2wt.％的镍)

0～0.4wt.％的铜(例如，0.05wt.％～0.35wt.％的铜)

0～0.05wt.％的铝(例如，0.01wt.％～0.05wt.％的铝)

0～150ppm的氮(例如50～150ppm的氮)

应当理解的是，此处钢合金可能含有不可避免的杂质，尽管总的来说，这些杂质不太可能超过组合物的0.3wt.％。优选地，合金中含有不可避免的杂质，其含量不超过组合物的0.1wt.％，更优选不超过组合物的0.05wt.％。特别地，钢组合物还可以包含一种或多种杂质元素。非穷尽的杂质列表例如包括：

0～0.025wt.％的磷

0～0.015wt.％的硫

0～0.04wt.％的砷

0～0.075wt.％的锡

0～0.075wt.％的锑

0～0.002wt.％的铅

0～0.002wt.％的硼

钢合金组合物优选包含很少的硫或不含硫，例如0～0.015wt.％的硫。

钢合金组合物优选地包含很少的磷或不含磷，例如0～0.025wt.％的磷。

钢组合物优选地包含≤15ppm的氧。氧可以作为杂质存在。钢组合物优选包含≤30ppm的钛。钛可以作为杂质存在。钢组合物优选包含≤20ppm的硼。钢组合物优选包含≤50ppm的钙。钙可以作为杂质存在。

优选地，任何砷、任何锡和任何锑中的一种或多种的组合的最大含量为0.075wt.％。

在一个实施例中，钢合金组合物包含：

0.85wt.％～0.95wt.％的碳，

0.15wt.％～0.3wt.％的硅，

0.5wt.％～0.8wt.％的锰，

2.5wt.％～2.9wt.％的铬，

0.3wt.％～0.4wt.％的钼，

0.2wt.％～0.35wt.％的铜，

0～0.2wt.％的钴，

0～0.2wt.％的铱，

0～0.2wt.％的铼，

0～0.2wt.％的钒，

0～0.1wt.％的铌，

0～0.2wt.％的钨，

0～0.1wt.％的镍，

0～0.05wt.％的铝，

0～150ppm的氮，以及

余量的铁和任何不可避免的杂质。

这些优选实施例描述了根据本发明的钢合金，已发现它们特别具有对由滚动接触疲劳所引起的微观结构衰变的抗性。特别是，通过合金化元素的组合减轻或消除了白色蚀刻区域的形成。

根据本发明的钢合金组合物可以基本上由所述的元素组成。因此，应当理解的是，除了那些强制性的元素，其他未叙述的元素也可能存在于组合物中，只要组合物的基本特性没有因为它们的存在而受到实质性的影响。

根据本发明的钢合金组合物优选具有以下微观结构，该微观结构包括：(i)马氏体(通常为回火马氏体)和/或贝氏体铁素体；(ii)碳化物和/或碳氮化物；以及(iii)可选的一些残余奥氏体。低含量的残余奥氏体是有利的，其用于改善轴承部件的尺寸稳定性。上述微观结构还可以包含氮化物。

钢合金的结构可以通过传统的微观结构表征技术确定，例如，光学显微镜、TEM、SEM、AP-FIM以及X射线衍射，包括两种或两种以上的上述技术的组合。

钢合金可以表现出高硬度和/或尺寸稳定性。这意味着钢合金可以有效地应用在例如轴承部件(例如滚动体、轴承内圈或轴承外圈)的制造中。钢合金是典型的轴承钢合金。

根据本发明的另一方面，提供了一种包括本发明描述的钢合金的轴承部件。可使用所述钢的轴承部件的示例包括滚动体(例如，滚珠或圆柱滚子、圆锥滚子、曲面或球面滚子)、内圈和外圈。本发明还提供了包括本发明所述的轴承部件的轴承。

现将参考合适的钢合金热处理，以举例说明的方式进一步描述本发明。

根据本发明的钢合金部件通常在硬化之前经历传统的球化退火工艺。传统的正火热处理工艺也可以应用于球化退火之前。硬化通常至少需要微观结构的部分奥氏体化。上述过程可以实现，例如通过将轴承部件保持在850℃～895℃的温度范围内，优选持续15～120分钟。典型的原始奥氏体晶粒尺寸小于20μm。一些碳化物在奥氏体化过程中保持不溶解。此类碳化物是例如M₃C(富铁)和M₇C₃(富铬)。在这种情况下，典型的碳化物尺寸高达3μm，优选在1μm左右。

之后，轴承部件通常淬火到合适的介质中，例如油(通常用于马氏体硬化)中或盐浴(如果需要贝氏体转变)中。

如果需要马氏体微观组织，通常部件在低于M_S温度(M_S是马氏体起始温度，其是指在冷却时从奥氏体开始转变成马氏体的温度)下淬火。然而，在某些情况下，特别是当处理具有较厚部位的较大型轴承部件时，该部件可以在刚好高于M_S温度的温度下被平衡足够的持续时间，随后进行淬火以开始贝氏体转变。在任何情况下，这样淬火的、未回火的马氏体通常将紧接着回火步骤。

马氏体的硬化和回火也可以通过例如整体硬化或表面感应硬化来实现。在这种情况下，材料将优选在硬化之前进行韧化回火(tough-temper)。

贝氏体硬化通常包括在降至刚好高于奥氏体基体的M_S温度的温度下对奥氏体化轴承部件进行淬火。接着，部件可以在一定温度下等温地保持一段时间，例如每个阶段从10分钟到24小时不等。贝氏体硬化(转变)过程可以包括，例如一个、两个或三个转变阶段，所有这三个转变阶段都在不同的温度下实施。转变阶段的典型温度范围为175℃～270℃。其目的是为了优化硬度和总的转变时间。在贝氏体转变停止后，部件通常被冷却到室温。

可选地，奥氏体化轴承部件可以被硬化，以便获得混合的马氏体-贝氏体微观结构。

此外，可以对轴承部件进行深冷处理(sub-zero treatment)，通常随后为回火过程。

优选地，硬化轴承部件是不含有或基本上不含有残余奥氏体。

可选地，钢合金或轴承部件可进行表面改性，表面改性是热化学的、机械的或两者。这样的过程可以被应用以提高轴承部件的性能。这些过程的例子包括碳氮共渗和抛光。

可选地，钢合金或轴承部件可以进行表面精加工技术。例如，抛光(尤其是对于滚道的抛光)之后可以是回火和空气冷却。然后，钢合金或轴承部件可以通过硬车削和/或磨削操作，例如研磨和珩磨来进行精加工。

抛光和回火操作可以使受影响区域的屈服强度显著增加，且显著改善硬度、压缩残余应力以及更好的滚动接触疲劳抗性。

附图说明

现在，本发明将通过举例说明的方式，参考非限制性的附图进一步被描述，在附图中：

图1a和图1b示出了由作为根据本发明的示例的钢A制成的试样上产生的磨损痕迹的顶部表面及横截面的显微照片。

图2a和图2b示出了由作为比较示例的钢B制成的钢试样上产生的磨损痕迹的顶部表面及横截面的显微照片。

具体实施方式

在本发明的工件(钢A)中使用具有以下化学组合物的钢：(wt.％)0.84C-0.24Si-0.51Mn-2.92Cr-0.28Mo。由钢A制成的样品的化学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。余量由铁连同任何不可避免的杂质构成。钢A适用于生产大尺寸的轴承圈，并具有高的淬透性。该组合物的预期的理想临界直径是160.3mm(参见C.F.Jatczak的“Hardenability inhigh carbon steels(高碳钢的淬透性)”，Metallurgical Transactions，第4卷:2267-2277页，1973年)。

作为参考，使用具有同等水平的淬透性的已知钢，其具有以下组合物：(wt.％)0.96C-0.52Si-0.93Mn-1.86Cr-0.57Mo(钢B)。由钢B制成的样品的化学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。余量由铁连同任何不可避免的杂质构成。该组合物的预期的理想临界直径是163.9mm。

钢A和钢B以相同的方式制备。每种组合物都被真空感应熔化并浇铸成每个100公斤且厚度约80mm的锭。先使锭均匀化然后退火以使材料软化，然后将钢A和钢B的锭切割成块。块然后被热轧以形成具有大约20mm厚的钢板。钢板以相同的方式进行热处理，使用如上述的常规工艺，包括下述步骤：

·正火；

·球化退火；

·马氏体硬化；

·回火。

每种钢的试样在球化退火步骤后通过软加工钢板得到。在硬化和回火后，对试样进行研磨和抛光，并测量硬度。测得的钢A的硬度为61.3HRC；测得的钢B的硬度为62.4HRC。

对试样进行微动磨损测试，其中将直径为12.7mm的硬化钢球压靠住试样表面，无润滑，同时以30μm的切向微位移进行振荡。在球与试样表面之间最大的接触压力(通过赫兹分布给出)固定在2GPa。该测试以20Hz的振荡频率并在(没有任何故意加热或冷却的)环境条件下，进行15×10³次循环。

由于钢A的硬度略微较低，由此种材料制成的试样在微动磨损测试中承受了110N的稍高的切向摩擦力，与之相比，由钢B制成的试样在微动磨损测试中，承受了106N的切向摩擦力。

测试后，产生的磨损痕迹被轻度抛光并用1.5％的硝酸酒精溶液酸蚀刻，使其露出白色蚀刻区域。图1a和图2a分别示出了在由钢A和钢B制成的试样的顶部表面上产生的磨损痕迹的显微照片。微动运动的方向在每副图中由箭头来表示。此外，每个试样在基本上垂直于微动运动的方向上沿着磨损痕迹剖开。图1b和图2b分别示出了被剖开的由钢A和钢B制成的试样的显微照片。

微动磨损测试模拟了轴承失效方式之一的滚动接触疲劳(RCF)。通常，这种失效模式是伴随着在受损区域形成白色蚀刻物质，由钢的微观结构变化或衰变所导致。RCF损坏通常与表面裂纹或近表面裂纹的萌生有关，表面裂纹或近表面裂纹在疲劳中扩展并最终导致材料从滚道脱落。白色蚀刻区域通常集中在沿着近表面疲劳裂纹。

由图1a和图2a可以看出，两个试样上的磨损痕迹包括裂纹形成和白色蚀刻物质。然而，由钢A制成的试样上的白色蚀刻物质仅仅是表面上的。这可以从图1b所示的部分剖面看出，白色蚀刻物质并未存在于磨损痕迹的近表面中。

这与由钢B制成的试样上产生的磨损痕迹形成对比。正如图2b所示，白色蚀刻物质存在于近表面中。此外，可能由于脱落而发生了材料损失。在由钢A制成的试样上的磨损痕迹几乎没有任何材料损失。

因此可以得出结论，根据本发明的钢具有改善的抗疲劳性，并且不易受到白色蚀刻损坏的影响。

前面的详细描述已经以解释和说明的方式提供，并且无意于限制所附权利要求的范围。本文所示的当前优选实施例的许多变化对于本领域技术人员将是明显的，并且仍在所附权利要求及其等同物的范围内。

Claims

1.一种轴承用的钢合金，所述钢合金具有包含以下的组成：

0.8wt.％～1.0wt.％的碳，

0.1wt.％～0.5％wt.的硅，

0.2wt.％～0.9wt.％的锰，

2.0wt.％～3.3wt.％的铬，

0～0.4wt.％的钼，

0～0.2wt.％的钴，

0～0.2wt.％的铱，

0～0.2wt.％的铼，

0～0.2wt.％的钒，

0～0.1wt.％的铌，

0～0.5wt.％的钨，

0～0.2wt.％的镍，

0～0.4wt.％的铜，

0～0.05wt.％的铝，

0～150ppm的氮，以及

余量的铁和任何不可避免的杂质。

2.如权利要求1所述的钢合金，其特征在于，包含0.8wt.％～0.9wt.％的碳。

3.如权利要求1或权利要求2所述的钢合金，其特征在于，包含0.1wt.％～0.45wt.％的硅，更优选0.1wt.％～0.4wt.％的硅。

4.如上述权利要求中任一项所述的钢合金，其特征在于，包含0.35wt.％～0.8wt.％的锰，更优选0.4wt.％～0.6wt.％的锰。

5.如上述权利要求中任一项所述的钢合金，其特征在于，包含2.3wt.％～3.3wt.％的铬，更优选2.5wt.％～3.1wt.％的铬。

6.如上述权利要求中任一项所述的钢合金，其特征在于，包含0.1wt.％～0.4wt.％的钼，更优选0.2wt.％～0.35wt.％的钼。

7.如权利要求1至5中任一项所述的钢合金，其特征在于，包含不超过0.1wt.％的钼。

8.如上述权利要求中任一项所述的钢合金，其特征在于，包含以下项中的一种或多种：

0.05wt.％～0.2wt.％的钴，

0.05wt.％～0.2wt.％的铱，

0.05wt.％～0.2wt.％的铼，

0.05wt.％～0.2wt.％的钒，

0.03wt.％～0.1wt.％的铌，和/或

0.05wt.％～0.5wt.％的钨。

9.如上述权利要求中任一项所述的钢合金，其特征在于，包含0.05wt.％～0.2wt.％的镍，优选0.05wt.％～0.1wt.％的镍。

10.如上述权利要求中任一项所述的钢合金，其特征在于，包含0.05wt.％～0.4wt.％的铜，优选0.25wt.％～0.35wt.％的铜。

11.如上述权利要求中任一项所述的钢合金，其特征在于，包含0.005wt.％～0.05wt.％的铝，优选0.01wt.％～0.03wt.％的铝。

12.如权利要求1所述的钢合金，其特征在于，包含：

0.85wt.％～0.95wt.％的碳，

0.15wt.％～0.3wt.％的硅，

0.5wt.％～0.8wt.％的锰，

2.5wt.％～2.9wt.％的铬，

0.3wt.％～0.4wt.％的钼，

0.2wt.％～0.35wt.％的铜，

0～0.2wt.％的钴，

0～0.2wt.％的铱，

0～0.2wt.％的铼，

0～0.2wt.％的钒，

0～0.2wt.％的钨，

0～0.1wt.％的镍，

0～0.05wt.％的铝，

0～150ppm的氮，以及

余量的铁和任何不可避免的杂质。

13.如上述权利要求中任一项所述的钢合金，其特征在于，具有微观结构，所述微观结构包含：(i)马氏体和/或贝氏体铁素体，(ii)碳化物和/或碳氮化物，以及(iii)可选的残余奥氏体。

14.一种轴承部件，其特征在于，由如权利要求1至13中任一项所述的钢合金制成，所述轴承部件是轴承的滚动体、内圈或外圈中的一个。

15.一种轴承，其特征在于，包括如权利要求14所述的轴承部件。