CN111032899B - 渗碳轴承部件用钢材 - Google Patents

Abstract

提供一种韧性、表面起点剥离寿命和耐磨耗性优异的渗碳轴承部件用钢材。本发明提供的渗碳轴承部件用钢材以质量％计含有C：0.25～0.45％、Si：0.15～0.45％、Mn：0.40～1.50％、P：0.015％以下、S：0.005％以下、Cr：0.60～2.00％、Mo：0.10～0.35％、V：0.20～0.40％、Al：0.005～0.100％、Ca：0.0002～0.0010％、N：0.0300％以下和O：0.0015％以下，余量为Fe和杂质，并且满足式(1)～(3)：1.20＜0.4Cr+0.4Mo+4.5V＜2.75(1)；A1/A2＞0.50(2)；2.7C+0.4Si+Mn+0.45Ni+0.8Cr+Mo+V＞2.55(3)，式(2)表示含有1mol％以上的Ca的硫化物在圆当量直径1μm以上的硫化物中的面积率。

Description

渗碳轴承部件用钢材

技术领域

本发明涉及一种渗碳轴承部件用钢材，更详细而言，涉及一种可作为矿山机械用途、工程机械用途的中型或大型轴承部件适用的渗碳轴承部件用钢材。

背景技术

作为用于矿山机械用途或工程机械用途的中型或大型轴承部件用的钢材，使用轴承钢和表面硬化钢。轴承钢以JIS G 4805(2008)规定的SUJ3和SUJ5为代表。表面硬化钢以JIS G 4053(2008)规定的SNCM815为代表。这些钢材通过以下方法制成轴承部件。对钢材实施规定的工序(热锻、切削加工等)，制造所期望形状的中间品。对中间品实施淬火回火或渗碳淬火回火等热处理，调整钢材的硬度和显微组织。通过以上工序，制造具有所期望的轴承性能(磨耗、表面起点剥离寿命、转动疲劳特性等)的轴承部件。

作为轴承性能，尤其是要求改善磨耗、表面起点剥离寿命的情况下，作为上述热处理，有时实施渗碳处理。本说明书中，渗碳处理是指，实施渗碳淬火和回火、或实施碳氮共渗淬火和回火的处理。渗碳处理中，通过提高钢材表层的碳浓度、或碳浓度和氮浓度，由此使钢材的表层硬化。

本说明书中，将实施了渗碳处理的轴承部件也称为渗碳轴承部件。日本特开平8-49057号公报(专利文献1)、日本特开2008-280583号公报(专利文献2)、日本特开平11-12684号公报(专利文献3)、日本特开2013-147689号公报(专利文献4)中提出了进一步提高渗碳轴承部件的轴承性能的技术。

专利文献1中公开的滚动轴承的轨道轮和转动体的至少一个是以在C：0.1～0.7重量％、Cr：0.5～3.0重量％、Mn：0.3～1.2重量％、Si：0.3～1.5重量％、Mo：3重量％以下的中低碳低合金钢中加入V：0.8～2.0重量％而成的钢作为原材料。使用了该原材料而形成的产品在热处理时实施渗碳或碳氮共渗处理，从而使产品表面的碳浓度为0.8～1.5重量％且表面的V/C浓度比满足1～2.5的关系。专利文献1中记载了，该滚动轴承在表面析出V碳化物而得以提高耐磨耗性。

专利文献2中公开的表面硬化钢具有如下组成：以质量％计，含有C：0.1～0.4％、Si：0.5％以下、Mn：1.5％以下、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Cr：0.3～2.5％、Mo：0.1～2.0％、V：0.1～2.0％、Al：0.050％以下、O：0.0015％以下、N：0.025％以下、V+Mo：0.4～3.0％，余量为Fe和不可避免的杂质。该表面硬化钢中，回火处理后的表层C浓度为0.6～1.2％，表面硬度为HRC58以上且不足64，分散析出于表层的V系碳化物中粒径不足100nm的细小V系碳化物的个数比例为80％以上。专利文献2中记载了，该表面硬化钢中，通过使V系碳化物细小地分散而形成氢的捕获点，得以提高耐氢脆性，且得以提高面疲劳寿命。

专利文献3中公开的冷锻用表面硬化钢的铁素体+珠光体的面积率为75％以上，铁素体的平均粒径为40μm以下，珠光体的平均粒径为30μm以下。专利文献3中记载了，通过具有上述显微组织，该冷锻用表面硬化钢能够提高耐磨耗性。

专利文献4中公开的渗碳轴承钢钢材具有如下化学组成：以质量％计，含有C：0.05～0.30％、Si：0.05～1.0％、Mn：0.10～2.0％、P：0.05％以下、S：0.008％以下、Al：0.010～0.050％、Cr：0.4～2.0％、N：0.010～0.025％和O：0.0015％以下，余量为Fe和杂质。该渗碳轴承钢钢材中，分别在30个部位进行钢材的长度方向纵截面100mm²中的最大氧化物直径√AREA_max和最大硫化物直径√AREA_max的测量，使用极值统计处理计算出的30000mm²中氧化物的预测最大直径即预测√AREA_max为50μm以下，硫化物的预测最大直径即预测√AREA_max为60μm以下。此外，30个部位的最大氧化物和最大硫化物的平均长径比分别为5.0以下。此外，30个部位的最大氧化物的平均组成中的以质量％计的含量为：CaO：2.0～20％、MgO：0～20％和SiO₂：0～10％，且余量为Al₂O₃、并且包含CaO和Al₂O₃的二元型氧化物、CaO和MgO和Al₂O₃的三元型氧化物、CaO和SiO₂和Al₂O₃的三元型氧化物、CaO和MgO和SiO₂和Al₂O₃的四元型氧化物中的任意一种。此外，30个部位的最大硫化物的平均组成中的以质量％计的含量为：CaS：100％的CaS的一元型硫化物，或CaS：1.0％以上、MgS：0～20％，且余量为MnS，并且包含CaS和MnS的二元型硫化物、或CaS和MgS和MnS的三元型硫化物。专利文献4中记载了，通过抑制属于夹杂物的氧化物和属于夹杂物的硫化物的尺寸，且抑制最大氧化物和最大硫化物的长径比，能够提高转动疲劳特性。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平8-49057号公报

专利文献2：日本特开2008-280583号公报

专利文献3：日本特开平11-12684号公报

专利文献4：日本特开2013-147689号公报

发明内容

发明要解决的问题

另一方面，近年，对于在冲击环境下、低润滑环境下或高表面压条件下的轴承部件寿命延长的要求进一步提高，要求韧性、耐磨耗性和表面起点剥离寿命进一步改善。对于适用于矿山机械用途、工程机械用途的中型和大型轴承部件，尤其是在有沙土或岩石的环境下使用。因此，在轴承部件的使用中，有时一些沙土或岩石等会作为异物进入轴承内。即使在这种异物混入的状态下，也要求改善韧性、耐磨耗性和表面起点剥离寿命。

为了提高韧性和表面起点剥离寿命，以往对于上述以SNCM为代表的表面硬化钢，实施渗碳处理或碳氮共渗处理以增加残留奥氏体。但是，由于残留奥氏体是软质的，因此如果残留奥氏体增加，则耐磨耗性下降。

另外，专利文献1中公开的轴承部件中，V含量多。因此，有时生成粗大的V碳化物或V碳氮化物而韧性低。专利文献2中公开的表面硬化钢中，也有根据S含量、P含量而韧性低的情况。专利文献3提出的技术有时在韧性、淬火性方面产生问题。专利文献4提出的技术中，没有对使用过程中混入异物时的疲劳特性进行研究。

本公开的目的在于，提供一种渗碳轴承部件用钢材，其淬火性优异，且渗碳处理后的渗碳轴承部件的韧性和耐磨耗性优异，进而即使在使用中的渗碳轴承内混入异物的情况下，表面起点剥离寿命也优异。

用于解决问题的方案

本公开提供的渗碳轴承部件用钢材具有如下化学组成：

以质量％计，含有

C：0.25～0.45％、

Si：0.15～0.45％、

Mn：0.40～1.50％、

P：0.015％以下、

S：0.005％以下、

Cr：0.60～2.00％、

Mo：0.10～0.35％、

V：0.20～0.40％、

Al：0.005～0.100％、

Ca：0.0002～0.0010％、

N：0.0300％以下、

O：0.0015％以下、

Ni：0～1.00％、

B：0～0.0050％、

Nb：0～0.100％、和

Ti：0～0.10％，

余量为Fe和杂质，

并且满足式(1)～式(3)：

1.20＜0.4Cr+0.4Mo+4.5V＜2.75(1)

A1/A2＞0.50(2)

2.7C+0.4Si+Mn+0.45Ni+0.8Cr+Mo+V＞2.55(3)

在此，式(1)和式(3)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。在不含对应元素的情况下，该元素符号处代入“0”。式(2)中的A1为：与轧制方向平行的截面上总面积4mm²以上的观察区域中，含有1mol％以上的Ca且具有1μm以上的圆当量直径的硫化物的总面积(μm²)。A2为：观察区域中具有1μm以上的圆当量直径的硫化物的总面积(μm²)。

发明的效果

本公开的渗碳轴承部件用钢材的淬火性优异，且渗碳处理后的渗碳轴承部件的韧性和耐磨耗性优异，进而即使在使用中的渗碳轴承内混入异物的情况下，表面起点剥离寿命也优异。

附图说明

图1为对从渗碳轴承部件用钢材采取样品的采取位置进行说明的示意图。

图2为示出将渗碳轴承部件用钢材中任意区域的SEM图像的亮度以多梯度显示时的、区域的亮度与具有对应亮度的区域的面积比例之间的关系的一个例子的示意图。

图3为显示渗碳轴承部件用钢材中任意区域的SEM图像的一个例子的示意图。

图4为示出用于说明调质热处理条件的一个例子的加热模式的图。

图5为用于耐磨耗性评价试验的小辊试验片的中间品的侧视图。

图6为用于耐磨耗性评价试验的小辊试验片的侧视图。

图7为用于耐磨耗性评价试验的大辊的主视图。

具体实施方式

本发明人等对渗碳轴承部件用钢材的淬火性、渗碳处理后的渗碳轴承部件的韧性以及耐磨耗性和表面起点剥离寿命进行了调查和研究。其结果，本发明人等得到了以下认知。

(A)为了改善对渗碳轴承部件用钢材实施渗碳处理而制造的渗碳轴承部件的耐磨耗性，使碳化物和/或碳氮化物等细小的析出物分散于渗碳轴承部件的表层是有效的。本说明书中，也将碳化物和碳氮化物总称为“碳化物等”。渗碳轴承部件的表面硬度和残留奥氏体量会影响到渗碳轴承部件的耐磨耗性。因此，为了改善渗碳轴承部件的耐磨耗性，使细小的含V碳化物等(含有V的碳化物等)分散于渗碳轴承部件的表层，且调整对表面硬度和残留奥氏体量有影响的V含量、Cr含量和Mo含量是有效的。

V会生成碳化物和/或碳氮化物(即，碳化物等)。以下，将含有V的碳化物等也称为“V碳化物等”。如果提高V含量，则通过生成V碳化物等，可提升渗碳处理后的渗碳轴承部件的耐磨耗性。但是，V含量过高时，热加工性下降，热加工时(热轧时或热锻时)会产生裂纹。此外，钢材中如果残存有未固溶的粗大的V碳化物等，则渗碳轴承部件的芯部的韧性会下降。此外，粗大的V碳化物等会成为应力集中源。因此，在使用渗碳轴承部件的环境下，粗大的V碳化物等容易成为疲劳起点，渗碳轴承部件的表面起点剥离寿命变得容易下降。

因此，本发明人等研究了抑制粗大的V碳化物等生成的方法。其结果发现，如果在抑制V含量的同时，调整V含量与Cr含量和Mo含量的平衡，则能够抑制粗大的V碳化物等的生成。

为了使V碳化物等析出物细小地分散，有效的是增加析出核生成位点。如果复合Cr、Mo和V而含有，则析出核生成位点增加。其结果，多数的V碳化物等生成。但是，如果这些V碳化物等在热轧工序的加热工序中没有充分地固溶而是残存于钢中，则有时会在渗碳轴承部件中存在粗大的V碳化物等。在这种情况下，粗大的V碳化物等会成为疲劳起点，从而渗碳轴承部件的表面起点剥离寿命下降。因此，至少在热轧工序中，优选V碳化物等充分固溶者。但是，V含量、Cr含量和Mo含量过高时，热轧工序中，未固溶的V碳化物等残存。其结果，粗大的V碳化物等会残存于渗碳轴承部件用钢材中。因此，考虑到渗碳处理后的渗碳轴承部件的韧性、耐磨耗性和表面起点剥离寿命，需要调整V含量、Cr含量和Mo含量。

考虑到以上认知，本发明人等发现，当渗碳轴承部件用钢材的化学组成满足下述的式(1)时，能够实现合适地生成V碳化物等，从而提升渗碳轴承部件的韧性、耐磨耗性和表面起点剥离寿命。

1.20＜0.4Cr+0.4Mo+4.5V＜2.75 (1)

在此，式(1)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

定义为Fn1＝0.4Cr+0.4Mo+4.5V。Fn1为析出核生成位点的指标。Fn1为1.20以下时，析出核生成位点不足，渗碳处理后，细小的V碳化物等的生成不足。在这种情况下，无法充分改善渗碳轴承部件的耐磨耗性。另一方面，Fn1为2.75以上时，渗碳轴承部件用钢材中会残存未固溶的V碳化物。在这种情况下，渗碳轴承部件的韧性下降。在这种情况下，有时还会在渗碳轴承部件中形成粗大的V碳化物等。其结果，渗碳轴承部件的表面起点剥离寿命下降。Fn1大于1.20且不足2.75时，以满足后述的条件为前提，能够得到优异的韧性、优异的耐磨耗性和优异的表面起点剥离寿命。

(B)渗碳轴承部件的芯部还要求高强度。因此，渗碳轴承部件用钢材要求有充分的淬火性。渗碳轴承部件用钢材的化学组成满足下述的式(3)时，渗碳轴承部件即使是可适用于矿山机械用途、工程机械用途的中型部件和大型部件，也能确保充分的淬火性，可得到高强度。在此，中型轴承部件是指例如外径为100～300mm的轴承部件；大型轴承部件是指例如外径为300mm以上的轴承部件。

2.7C+0.4Si+Mn+0.45Ni+0.8Cr+Mo+V＞2.55 (3)

在此，式(3)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。在不含对应元素的情况下，该元素符号处代入“0”。

(C)渗碳轴承部件为中型或大型的情况下，渗碳轴承部件不仅要求为了得到高强度而具有优异的淬火性，还要求有优异的韧性。渗碳轴承部件的组织是以回火马氏体组织为主的组织。对于这种组织的韧性而言，主要的影响是，对回火马氏体组织的强度和下部组织有影响的C含量、引起晶界脆化的P含量、以及钢材中内部存在的硫化物的量。

因此，在本实施方式的渗碳轴承部件用钢材中，为了得到作为大型轴承部件所要求的强度，C含量为0.25％以上。此外，为了确保韧性，优选P含量为0.015％以下，S含量为0.010％以下。不过，硫化物对渗碳轴承部件的表面起点剥离寿命也有很大影响。因此，也考虑到表面起点剥离寿命，将S含量限制在0.005％以下。

(D)如上所述，矿山机械用途或工程机械用途的轴承部件是大型的。此外，矿山机械和工程机械是在沙土或岩石等与矿山机械和工程机械相接触或撞击的严酷环境下使用。因此，由于沙土、岩石等对矿山机械或工程机械的撞击，矿山机械用途或工程机械用途的轴承部件也会受到撞击等外力。此外，矿山机械用途或工程机械用途的轴承中，一些沙土、岩石容易作为异物混入到轴承内。因此，矿山机械或工程机械用途的渗碳轴承部件不仅要求高强度和高韧性，还要求在异物混入状态下也具有优异的表面起点剥离寿命。

以往，虽然已经研究了不设想异物混入的表面起点剥离寿命，但是还没有研究在异物混入状态下的表面起点剥离寿命。因此，本发明人等对轴承内混入异物这种严酷的使用环境下的表面起点剥离寿命进行了研究。

以往，由于没有考虑异物的混入，因此对于表面起点剥离寿命，一直认为是作为粗大夹杂物的粗大硫化物和粗大氧化物在影响。因此，例如，专利文献4中关注了基于极值统计的预测最大直径的氧化物和硫化物。

但是，由本发明人等的研究可知，在有异物混入的使用条件下，由于轴承部件的局部应力集中，因此只是单纯地关注圆当量直径为50μm以上的粗大夹杂物，并未充分改善表面起点剥离寿命。进一步研究的结果表明，对于有异物混入条件下的表面起点剥离寿命来说，不仅是粗大夹杂物，在钢中分散的所有硫化物(不论粗大还是细小)都会成为裂纹的起点。并且，本发明人等进一步研究的结果发现，对于有异物混入条件下的表面起点剥离寿命，不仅是圆当量直径为50μm以上的粗大硫化物，而且也包括圆当量直径不足50μm的细小硫化物在内的所有硫化物中，提高球状化的硫化物的比例是有效的。

基于上述认知，本发明人等对钢材中包括细小硫化物(圆当量直径不足50μm的硫化物)和粗大硫化物(圆当量直径为50μm以上的硫化物)在内的所有尺寸的硫化物的球状化进行了研究。硫化物通常在高温下容易变形。因此，硫化物在热轧时容易变形、伸长。在轴承部件有异物混入条件下的使用环境中，伸长后的硫化物无论尺寸都会成为疲劳起点，使表面起点剥离寿命下降。因此，为了提高表面起点剥离寿命，提高高温下硫化物的变形阻力是有效的。在这种情况下，热轧时硫化物不易伸长，容易维持球状。因此，在有异物混入条件下的使用环境中，硫化物不容易成为疲劳起点。如果硫化物中固溶有Ca，则高温下的硫化物的变形阻力提升。因此，固溶有Ca的硫化物即使在热轧后也容易维持球状，长径比(硫化物的长径/短径)小。

就粗大硫化物而言，其大部分都是多个细小硫化物聚集而成的复合硫化物。因此，如果含Ca的硫化物与不含Ca的硫化物聚集而形成复合硫化物，则因含Ca而发生的球状化容易进行。即，对于多个硫化物聚集形成的粗大硫化物来说，因含Ca而发生的球状化比较容易进行。

另一方面，尺寸小的细小硫化物是未聚集地单个存在的硫化物(非复合硫化物)占大多数。即，以往的渗碳轴承部件用钢材中的细小硫化物是MnS单体的不含Ca细小硫化物(不含Ca的细小硫化物)和CaS单体的含Ca细小硫化物(含Ca的细小硫化物)分别独立地大量存在。在这种情况下，虽然由CaS构成的含Ca细小硫化物即使在热加工(热轧，热锻)后也较好地维持球状，但由MnS构成的不含Ca的细小硫化物会由于热加工而伸长，长径比升高。其结果，渗碳轴承部件中，在有异物混入条件下的使用环境中的表面起点剥离寿命变低。

因此，本发明人等认为，如果能够使得不仅是粗大硫化物，而且对于容易以单体的硫化物的形式存在的细小硫化物也能够含有Ca，则能够提高即使热加工后也维持球状形态的硫化物在钢材中所有尺寸的硫化物中的比率。并且认为在这种情况下，即使将渗碳轴承部件在有异物混入的环境下使用，也能够提高表面起点剥离寿命。因此，对于钢材中细小和粗大的硫化物的球状化率的改善进行了研究。

研究结果表明，钢材中的细小硫化物和粗大硫化物中，Ca含量为1mol％以上的硫化物的热轧后的长径比比Ca含量不足1mol％的硫化物的热轧后的长径比小。本发明人等通过进一步研究的结果发现，渗碳轴承部件用钢材中的硫化物满足下述的式(2)时，硫化物热加工时的变形阻力升高，其结果，在有异物混入条件下的渗碳轴承部件的表面起点剥离寿命提升。

A1/A2＞0.50(2)

在此，A1为：与轧制方向平行的截面上总面积4mm²以上的观察区域中，含有1mol％以上的Ca且具有1μm以上的圆当量直径的硫化物的总面积(μm²)；A2为：上述观察区域中具有1μm以上的圆当量直径的硫化物的总面积(μm²)。

定义Fn2＝A1/A2。Fn2是表示在热轧后的渗碳轴承部件用钢材中的硫化物中球状形态的硫化物的比例的指标。Fn2为0.50以下时，热轧时硫化物伸长，在热轧后的钢材中，相对于硫化物整体的球状形态的硫化物的比例小。在这种情况下，将渗碳处理后的渗碳轴承部件在有异物混入的环境下(有异物混入条件下)使用时，伸长的硫化物会成为疲劳起点，表面起点剥离寿命容易下降。另一方面，Fn2大于0.50时，在热轧后的钢材中，相对于硫化物整体的球状形态的硫化物的比例充分大。因此，将渗碳处理后的渗碳轴承部件在有异物混入的环境下(有异物混入条件下)使用时，硫化物不容易成为疲劳起点，表面起点剥离寿命提高。

基于以上认知完成的本实施方式的渗碳轴承部件用钢材具有以下[1]～[3]任意一项的技术方案。

[1]一种渗碳轴承部件用钢材，其具有如下化学组成：

以质量％计，含有

C：0.25～0.45％、

Si：0.15～0.45％、

Mn：0.40～1.50％、

P：0.015％以下、

S：0.005％以下、

Cr：0.60～2.00％、

Mo：0.10～0.35％、

V：0.20～0.40％、

Al：0.005～0.100％、

Ca：0.0002～0.0010％、

N：0.0300％以下、

O：0.0015％以下、

Ni：0～1.00％、

B：0～0.0050％、

Nb：0～0.100％、和

Ti：0～0.10％，

余量为Fe和杂质，

并且满足式(1)～式(3)：

1.20＜0.4Cr+0.4Mo+4.5V＜2.75(1)

A1/A2＞0.50(2)

2.7C+0.4Si+Mn+0.45Ni+0.8Cr+Mo+V＞2.55(3)

在此，式(1)和式(3)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)；在不含对应元素的情况下，该元素符号处代入“0”。式(2)中的A1为：与轧制方向平行的截面上总面积4mm²以上的观察区域中，含有1mol％以上的Ca且具有1μm以上的圆当量直径的硫化物的总面积(μm²)。A2为：观察区域中具有1μm以上的圆当量直径的硫化物的总面积(μm²)。

[2]根据上述[1]所述的渗碳轴承部件用钢材，其中，

化学组成含有选自由

Ni：0.05～1.0％和

B：0.0003～0.0050％组成的组中的1种以上。

[3]根据上述[1]或上述[2]所述的渗碳轴承部件用钢材，其中，

化学组成含有选自由

Nb：0.005～0.100％和

Ti：0.010～0.100％组成的组中的1种以上。

以下对本实施方式的渗碳轴承部件用钢材进行详细描述。只要没有特别说明，涉及元素的“％”表示质量％。

[关于渗碳轴承部件]

本实施方式的渗碳轴承部件用钢材用于渗碳轴承部件。渗碳轴承部件是指经渗碳处理的轴承部件。本说明书中，渗碳处理是指实施渗碳淬火和回火、或实施碳氮共渗淬火和回火的处理。

轴承部件是指轴承的部件。轴承部件为例如轨道轮、转动体等。轨道轮可以是内轮也可以是外轮，还可以是轨道盘。轨道轮只要是具有轨道面的部件，并不特别限定。转动体可以是滚珠也可以是滚轴。滚轴可以是例如圆柱滚轴、针状滚轴、圆锥滚轴、球面滚轴等。

本实施方式的渗碳轴承部件用钢材适用于这些轴承部件。本实施方式的渗碳轴承部件用钢材是例如钢棒或线材。

[化学组成]

本实施方式的渗碳轴承部件用钢材的化学组成含有以下元素。

C：0.25～0.45％

碳(C)可提高钢的淬火性，可提高淬火后的钢材芯部的强度和韧性。C还可提高渗碳处理后的渗碳轴承部件的耐磨耗性和表面起点剥离寿命。C含量不足0.25％时，无法获得这些效果。另一方面，C含量超过0.45％时，钢的韧性下降。因此，C含量为0.25～0.45％。C含量优选的下限为0.26％，进一步优选为0.28％，进一步优选为0.33％。C含量优选的上限为0.44％，更优选为0.43％，进一步优选为0.42％。

Si：0.15～0.45％

硅(Si)使钢脱氧。Si还可提高钢的强度，可提高渗碳处理后的渗碳轴承部件的耐磨耗性。Si还可提高钢的回火软化阻力，可抑制渗碳轴承部件在高温下使用时的渗碳轴承部件软化。Si含量不足0.15％时，无法获得这些效果。另一方面，Si含量超过0.45％时，钢变得过硬，切削时的工具寿命下降。钢变得过硬时还会使韧性和热加工性下降。因此，Si含量为0.15～0.45％。Si含量优选的下限为0.18％，进一步优选为0.20％，进一步优选为0.25％。Si含量优选的上限为0.43％，进一步优选为0.40％，进一步优选为0.35％。

Mn：0.40～1.50％

锰(Mn)可提高钢的淬火性，可提高渗碳轴承部件的表面起点剥离寿命。Mn含量不足0.40％时，无法获得该效果。另一方面，Mn含量超过1.50％时，钢变得过硬，切削时的工具寿命下降。钢变得过硬时还会使钢的韧性下降。因此，Mn含量为0.40～1.50％。Mn含量优选的下限为0.45％，进一步优选为0.50％，进一步优选为0.58％。Mn含量优选的上限为1.30％，进一步优选为1.20％，进一步优选为1.10％，进一步优选为1.10％，进一步优选为0.75％。

P：0.015％以下

磷(P)为不可避免含有的杂质。即，P含量超过0％。P会偏析于晶粒间界，使得渗碳轴承部件的韧性和表面起点剥离寿命下降。因此，P含量为0.015％以下。P含量优选的上限为0.013％，进一步优选为0.012％，进一步优选为0.011％。P含量优选为尽可能低。但是，如果极度降低P含量，则生产成本升高。因此，考虑通常的工业生产的情况下，P含量优选的下限为0.0001％，进一步优选为0.0005％，进一步优选为0.001％。

S：0.005％以下

硫(S)为不可避免含有的杂质。即，S含量超过0％。S会形成硫化物。硫化物会使渗碳轴承部件的韧性下降。硫化物还会使渗碳轴承部件的表面起点剥离寿命下降。因此，S含量为0.005％以下。S含量优选的上限为0.004％，更优选为0.003％。S含量优选为尽可能低。但是，如果极度降低S含量，则生产成本升高。因此，考虑通常的工业生产的情况下，S含量优选的下限为0.0001％，进一步优选为0.0005％，进一步优选为0.001％。

Cr：0.60～2.00％

铬(Cr)可提高钢的淬火性。Cr还会在渗碳处理时与V和Mo一起促进细小V碳化物等的生成，可提高渗碳轴承部件的耐磨耗性。Cr含量不足0.60％时，无法获得这些效果。另一方面，Cr含量超过2.00％时，钢中会生成粗大的V碳化物等。在这种情况下，渗碳轴承部件的韧性和表面起点剥离寿命下降。Cr含量超过2.00％时还会在热加工过程中也残存粗大的碳化物等，使得钢的热加工性和切削性下降。因此，Cr含量为0.60～2.00％。Cr含量优选的下限为0.70％，进一步优选为0.80％，进一步优选为0.85％。Cr含量优选的上限为1.90％，进一步优选为1.80％，进一步优选为1.70％。

Mo：0.10～0.35％

钼(Mo)可提高钢的淬火性。Mo还会在渗碳处理时与V和Cr形成细小析出物，可提高渗碳轴承部件的耐磨耗性。Mo含量不足0.10％时，无法获得这些效果。另一方面，Mo含量超过0.35％时，钢的热加工性和切削性下降。Mo含量超过0.35％时还会使得渗碳轴承部件的表面起点剥离寿命下降。另外，生产成本也会升高。因此，Mo含量为0.10～0.35％。Mo含量优选的下限为0.12％，进一步优选为0.15％，进一步优选为0.20％。Mo含量优选的上限为0.33％，更优选为0.30％，进一步优选为0.28％。

V：0.20～0.40％

钒(V)可提高钢的淬火性。V还会在渗碳处理时与Cr和Mo结合形成作为细小析出物的V碳化物等，可提高渗碳轴承部件的耐磨耗性。V含量小于0.20％时，无法获得这些效果。另一方面，V的含量超过0.40％时，未固溶的粗大的V碳化物等残存于钢中。其结果，渗碳轴承部件的韧性和渗碳轴承部件的表面起点剥离寿命下降。粗大的碳化物等残存的情况下，还会使钢的热加工性和切削性下降。因此，V含量为0.20～0.40％。V含量优选的下限为0.22％，进一步优选为0.24％，进一步优选为0.25％。V含量优选的上限为0.38％，进一步优选为0.37％，进一步优选为0.35％。

Al：0.005～0.100％

铝(Al)使钢脱氧。Al含量不足0.005％时，无法获得该效果。另一方面，Al含量超过0.100％时，会生成粗大的氧化物，渗碳轴承部件的表面起点剥离寿命下降。因此，Al含量为0.005～0.100％。Al含量优选的下限为0.010％，进一步优选为0.015％，进一步优选为0.020％。Al含量优选的上限为0.060％，进一步优选为0.050％，进一步优选为0.045％。

Ca：0.0002～0.0010％

钙(Ca)会固溶于硫化物中使硫化物球状化。Ca还可提高在高温下的硫化物的变形阻力，可抑制热轧时硫化物的伸长而使其维持球状。其结果，渗碳轴承部件的表面起点剥离寿命提升。Ca含量不足0.0002％时，无法获得该效果。另一方面，Ca含量超过0.0010％时，会生成粗大的氧化物，渗碳轴承部件的表面起点剥离寿命下降。因此，Ca含量为0.0002～0.0010％。Ca含量优选的下限为0.0003％，进一步优选为0.0004％，进一步优选为0.0005％。Ca含量优选的上限为0.0009％，更优选为0.0008％，进一步优选为0.0007％。

N：0.0300％以下

氮(N)为不可避免含有的杂质。即，N含量超过0％。N会固溶于钢中，使钢的热加工性下降。因此，N含量为0.0300％以下。N含量优选的上限为0.0200％，进一步优选为0.0150％，进一步优选为0.0100％。N含量优选为尽可能低。但是，N含量过度降低会提高生产成本。因此，考虑到通常的工业生产，N含量优选的下限为0.0001％，进一步优选为0.0010％。

O：0.0015％以下

氧(O)为不可避免含有的杂质。即，O含量超过0％。O会形成氧化物，使钢的强度下降。氧化物还会使渗碳轴承部件的表面起点剥离寿命下降。因此，O含量为0.0015％以下。O的含量优选的上限为0.0013％以下，进一步优选为0.0011％。O含量优选为尽可能低。但是，O含量过度降低会提高生产成本。因此，考虑到通常的工业生产，O含量优选的下限为0.0001％，进一步优选为0.0010％。

本发明提供的渗碳轴承部件用钢材的化学组成的余量为Fe和杂质。在此，杂质是指，工业上制造上述渗碳轴承部件用钢材时，从作为原料的矿石、废料或从制造环境等混入的、在对本公开的渗碳轴承部件用钢材没有不良影响的范围内允许的物质。

[关于任意元素]

上述渗碳轴承部件用钢材还可含有Ni和B组成的组中的1种以上来代替一部分Fe。这些元素均为任意元素，这些元素均可提高钢的淬火性。

Ni：0～1.00％

镍(Ni)为任意元素，也可不含。即，Ni含量可以为0％。含有的情况下，Ni可提高钢的淬火性。Ni还可提高淬火后的钢的韧性。Ni只要少量含有，就可在一定程度上获得这些效果。但是，Ni含量超过1.00％时，其效果饱和，钢材成本也升高。因此，Ni含量为0～1.00％。为了有效获得上述效果的Ni含量优选的下限为0.05％，进一步优选为0.10％，进一步优选为0.20％。Ni含量优选的上限为0.95％，更优选为0.90％，进一步优选为0.80％。

B：0～0.0050％

硼(B)为任意元素，也可不含。即，B含量可以为0％。含有的情况下，B可提高淬火性。B还可抑制淬火时的奥氏体晶界中的P、S的偏析。B只要少量含有，就可在一定程度上获得这些效果。但是，B含量超过0.0050％时，会生成BN而钢的韧性下降。因此，B含量为0～0.0050％。为了有效获得上述效果的B含量优选的下限为0.0002％，进一步优选为0.0003％，进一步优选为0.0005％，进一步优选为0.0010％。B含量优选的上限为0.0030％，更优选为0.0025％，进一步优选为0.0020％。

上述渗碳轴承部件用钢材还可含有Nb和Ti组成的组中的1种以上来代替一部分Fe。这些元素均为任意元素，这些元素均可使晶粒细小化。

Nb：0～0.100％

铌(Nb)为任意元素，也可不含。即，Nb含量可以为0％。含有的情况下，Nb会形成细小碳化物等，使晶粒细小化。由此，钢的强度提升。Nb只要少量含有，就可在一定程度上获得该效果。但是，Nb含量超过0.100％时，钢的韧性下降。因此，Nb含量为0～0.100％。为了有效获得上述效果的Nb含量优选的下限为0.005％，更优选为0.010％，进一步优选为0.030％。Nb含量优选的上限为0.090％，进一步优选为0.080％，进一步优选为0.070％。

Ti：0～0.10％

钛(Ti)为任意元素，也可不含。即，Ti含量可以为0％。含有的情况下，Ti会形成细小碳化物等，使晶粒细小化。由此，钢的强度提升。Ti只要少量含有，就可在一定程度上获得该效果。但是，Ti含量超过0.10％时，钢的韧性下降。因此，Ti含量为0～0.10％。为了有效获得上述效果的Ti含量优选的下限为0.01％，进一步优选为0.015％，进一步优选为0.02％。Ti含量优选的上限为0.09％，进一步优选为0.08％，进一步优选为0.075％。

[关于式(1)]

本实施方式的渗碳轴承部件用钢材的化学组成在各元素满足上述范围的前提下，还满足式(1)。

1.20＜0.4Cr+0.4Mo+4.5V＜2.75(1)

在此，式(1)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

定义为Fn1＝0.4Cr+0.4Mo+4.5V。Fn1是细小碳化物等的析出核生成位点的指标。Fn1为1.20以下时，析出核生成位点不足。在这种情况下，无法通过渗碳处理使细小V碳化物等充分析出。因此，无法充分获得渗碳轴承部件的耐磨耗性。另一方面，Fn1为2.75以上时，析出核生成位点过多增加。在这种情况下，虽然渗碳轴承部件的耐磨耗性升高，但渗碳轴承部件用钢材中残存未固溶的碳化物等。在这种情况下，渗碳处理后的渗碳轴承部件中存在粗大的V碳化物等。渗碳轴承部件内的粗大的V碳化物等会使渗碳轴承部件的表面起点剥离寿命和韧性下降。

Fn1大于1.20且不足2.75时，渗碳轴承部件可得到优异的耐磨耗性、优异的表面剥离寿命和优异的韧性。Fn1优选的下限为1.30，进一步优选为1.40，进一步优选为1.50。Fn1优选的上限为2.60，进一步优选为2.50，进一步优选为2.40。

[关于式(2)]

本实施方式的渗碳轴承部件用钢材中的硫化物满足式(2)。

A1/A2＞0.50(2)

式(2)中的A1为：与轧制方向平行的截面上总面积4mm²以上的观察区域中，含有1mol％以上的Ca且具有1μm以上的圆当量直径的硫化物的总面积(μm²)。A2为：上述观察区域中具有1μm以上的圆当量直径的硫化物的总面积(μm²)。在此，轧制方向相当于渗碳轴承部件用钢材的长度方向(轴方向)。

定义为Fn2＝A1/A2。Fn2是表示在渗碳轴承部件用钢材中圆当量直径为1μm以上的尺寸的硫化物中球状形态的硫化物的比例(长径比小的硫化物的比例)的指标。Fn2为0.50以下时，在渗碳轴承部件用钢材中的圆当量直径为1μm以上的硫化物中，Ca含量为含有1mol％以上的Ca硫化物的比例减少。即，在渗碳轴承部件用钢材中的圆当量直径为1μm以上的硫化物中，Ca含量不足1mol％的不含Ca硫化物的比例多。如上所述，含Ca硫化物即使经受热加工也不容易伸长，可维持球状形态。即，含Ca硫化物的长径比(长径比＝硫化物的长径/短径)即使经受热轧也可维持在小的状态。另一方面，不含Ca硫化物一旦经受热轧就会伸长。即，不含Ca硫化物的长径比如果经受热轧则会变大。Fn2为0.50以下的情况下，在渗碳轴承部件用钢材中的圆当量直径为1μm以上的硫化物中，热轧后的形状为伸长状态的不含Ca硫化物的比例增多。在这种情况下，在矿山机械用途和工程机械用途这种使用过程中渗碳轴承内会混入一些沙土、岩石等异物的环境下，不仅渗碳轴承部件中的粗大的硫化物会成为疲劳起点，细小硫化物也会成为疲劳起点，使得渗碳轴承部件的表面起点剥离寿命下降。

Fn2大于0.50的情况下，渗碳轴承部件用钢材中的圆当量直径为1μm以上的硫化物中，含有Ca的含Ca硫化物的比例充分多。即，渗碳轴承部件用钢材中圆当量直径为1μm以上的硫化物中，即使热轧后也维持球状形态的硫化物的比例充分多。因此，能够减少渗碳轴承部件中的疲劳起点，其结果，即使在有异物混入的环境下使用渗碳轴承部件时，也能够充分提高表面起点剥离寿命。Fn2优选的下限为0.52，进一步优选为0.55，进一步优选为0.57，进一步优选为0.60。

Fn2通过以下方法求出。如图1所示，从包括相当于渗碳轴承部件用钢材1轧制方向的中心轴C1在内的任意中心部，获取边长10mm的立方体试验片10。即，获取的立方体试验片10包括中心轴C1。在该立方体试验片的6个表面中，以与中心轴C1平行的4个表面S10的任意一个作为待测面。待测面S10是10mm×10mm的正方形。待测面S10与渗碳轴承部件用钢材的中心轴C1平行。即，待测面S10与渗碳轴承部件用钢材1的轧制方向平行。将立方体试验片10嵌入树脂后，将待测面S10镜面抛光。

用SEM(扫描型电子显微镜)确定镜面抛光后的待测面S10内的硫化物。具体而言，以500倍的倍率，选择待测面S10内的任意观察区域100个部位。观察区域的总面积(即，100个部位的观察区域的总面积)为4mm²以上。在各观察区域中，基于用SEM观察到的反射电子图像的对比度确定硫化物。在反射电子图像中，观察区域以灰度图像显示。反射电子图像中的母相、硫化物、氧化物的对比度各自不同。

通过SEM和EDS(能量色散型X射线微分析仪)预先确定表示硫化物的亮度(多梯度)的数值范围。以下，将预先确定为表示硫化物的亮度的数值范围称为基准范围。在观察区域中，确定亮度在基准范围内的区域。以下，将亮度在基准范围内的区域称为硫化物区域。

图2为示出观察区域内SEM图像的亮度分布的一个例子的示意图。图2的横轴表示亮度。图2的纵轴表示观察区域中对应的亮度的面积比例(％)。图2中的区域A1表示氧化物。区域A2表示硫化物。区域A3表示Fe母相。对于图2，将图2中B1～B2的亮度范围确定为基准范围。接着，从观察区域中确定基准范围B1～B2的亮度的区域。图3是观察区域的SEM图像的示意图。图3中的区域X1～X4是具有基准范围B1～B2的亮度的区域，该区域相当于硫化物。因此，将区域X1～X4确定为硫化物区域。需要说明的是，图3中的区域Y1～Y3中的区域Z1～Z3是相当于氧化物的区域。即，区域Y1～Y3是由硫化物和氧化物构成的复合夹杂物。

计算出已确定的各硫化物区域X1～X4的圆当量直径。圆当量直径是指，将各硫化物区域X1～X4的面积换算成具有相同面积的圆时的圆的直径。计算硫化物区域X1～X4的圆当量直径时，将各自的硫化物区域内存在的氧化物(图3中的Z1～Z3的区域)的面积排除之后进行计算。在100个部位的观察区域(总面积4mm²以上)中，将计算出的圆当量直径为1μm以上的硫化物区域的总面积(μm²)定义为A2。

接着，用以下方法求出含有1mol％以上的Ca且具有1μm以上的圆当量直径的硫化物的总面积A1。通过EDS定量分析在上述100个部位的观察区域(总面积4mm²以上)中圆当量直径为1μm以上的各硫化物区域。在已定量分析的各硫化物区域中，确定含有1mol％以上的Ca的硫化物的区域。

对于硫化物中的Ca的EDS定量分析，使用半定量的分析方法。在观察区域中，不仅存在单独的硫化物，如上所述，还存在包含硫化物和氧化物的复合夹杂物。

设想通过SEM图像确定的硫化物区域为复合夹杂物中的硫化物的情况。在这种情况下，即使以硫化物为目标入射了EDS装置的入射电子，也存在不仅是硫化物，还有与硫化物相邻的氧化物也中了入射电子的情况。在这种情况下，分析结果不仅包含硫化物，还包含氧化物的分析值。氧化物有可能是Ca氧化物。因此，硫化物的成分分析值中有可能包含比实际更多的Ca。因此，通过以下方法，半定量地计算出硫化物的Ca量。

上述渗碳轴承部件用钢材中的硫化物除了S以外，实质上还含有Mn、Ca和Fe。Mn、Ca和Fe按照该顺序的优先级与S结合，形成MnS、CaS和FeS。因此，利用该性质对硫化物中的Ca含量进行半定量分析。半定量的方法如下。以下所示含量为mol％。

在EDS定量分析中，比较所测量的硫化物中的S含量与Mn含量。S含量比Mn含量少的情况下，认为所分析的硫化物区域中形成了MnS，不含Ca。在这种情况下，可认为Mn含量减去S含量得到的差值的Mn是含在氧化物中的。另一方面，S含量比Mn含量多的情况下，认为相当于S含量减去Mn含量得到的差值的Ca以CaS的形式包含在硫化物区域中。Ca含量比差值多的情况下，认为其余下的Ca以CaO的形式形成了氧化物。需要说明的是，测量到的Ca含量比差值少的情况下，认为硫化物区域中还形成了FeS。

通过以上的半定量的测量方法，确定具有1μm以上的圆当量直径的各硫化物区域中的Ca含量。并且，求出具有1μm以上的圆当量直径且含有1mol％以上的Ca的硫化物区域的总面积(μm²)，将求出的总面积定义为A1。需要说明的是，计算A1时，也是将硫化物区域内存在的氧化物(图3中的Z1～Z3的区域)的面积排除之后进行计算。

用通过以上方法定义的总面积A1和A2求出Fn2。需要说明的是，将硫化物的圆当量直径设定为1μm以上的原因在于：在上述方法中，对于圆当量直径不足1μm的硫化物，难以通过用EDS的半定量分析进行高精度的组成分析，并且，以1μm以上的硫化物为对象求出Fn2时，可得到与渗碳轴承部件的表面起点剥离寿命充分的相关性。硫化物的圆当量直径的上限并不特别限定，在本实施方式的化学组成和制造工序中，硫化物的圆当量直径的最大值为例如500μm，优选为200μm。

[关于式(3)]

本实施方式的渗碳轴承部件用钢材的化学组成在各元素满足上述范围的前提下，还满足式(3)。

2.7C+0.4Si+Mn+0.45Ni+0.8Cr+Mo+V＞2.55(3)

在此，式(3)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。在不含对应元素的情况下，该元素符号处代入“0”。

定义为Fn3＝2.7C+0.4Si+Mn+0.45Ni+0.8Cr+Mo+V。Fn3是淬火性的指标。Fn3为2.55以下时，淬火性低。在这种情况下，淬火后的钢材的芯部硬度下降。因此，渗碳轴承部件的强度下降。因此，Fn3大于2.55。Fn3优选的下限为2.70，更优选为2.85，进一步优选为3.00。

[渗碳轴承部件用钢材的制造方法]

对上述的渗碳轴承部件用钢材的制造方法的一个例子进行说明。以下说明的渗碳轴承部件用钢材的制造方法是用于制造本实施方式的渗碳轴承部件用钢材的一个例子。因此，具有上述技术方案的渗碳轴承部件用钢材也可以通过除了以下说明的制造方法以外的其它制造方法来制造。但是，以下说明的制造方法是本实施方式的渗碳轴承部件用钢材的制造方法的优选例子。本实施方式中，作为渗碳轴承部件用钢材的一个例子，对钢棒或线材的制造方法进行说明。

本实施方式的渗碳轴承部件用钢材的制造方法的一个例子包括：精炼钢水并铸造而制造原材料(铸坯)的制钢工序；以及，将原材料热加工而制造渗碳轴承部件用钢材的热加工工序。以下对各工序进行说明。

[制钢工序]

制钢工序包括精炼工序和铸造工序。

[精炼工序]

在精炼工序中首先制造具有满足式(1)和式(3)的上述化学组成的钢水。只要能够制造满足式(1)和式(3)的上述化学组成的钢水，对于精炼工序的具体的方法并不特别限定。精炼工序通过例如以下方法实施。对于用公知的方法制造的铁水，实施基于转炉的精炼(一级精炼)。对于从转炉出钢后的钢水，实施公知的二级精炼。在二级精炼中，实施添加用于成分调整的合金元素，制造满足上述化学组成的钢水。

[铸造工序]

将经精炼工序制造完成的钢水转移至连铸机的中间包。铸造工序中，将中间包内的钢水温度在液相线温度+50℃～液相线温度+100℃的范围内保持12～100分钟。以下，对中间包中钢水温度的保持进行说明。

为了满足上述式(2)，不仅是多个硫化物聚集形成的粗大的硫化物，即使对于不易聚集的细小硫化物也需要使其含有Ca。只要使钢水中大量存在CaO，即使细小硫化物中也容易含有Ca。钢水中的Ca含量为2～10ppm时，能够使钢水中分散大量的CaO。

此外，使Ca以液相状态存在于钢水中。具体而言，使Ca以AlCaO的形式存在。在钢水中，AlCaO以液相存在。液相的AlCaO中的Ca通过与MnS结合，容易生成含Ca硫化物。含Ca硫化物的结晶温度比不含Ca硫化物的结晶温度高。因此，将中间包内的钢水温度在钢水的液相线温度+50℃～液相线温度+100℃的范围内保持12～100分钟。在这种情况下，在中间包中，在钢水中存在液相的AlCaO的状态下，能够大量生成含Ca硫化物。

钢水温度在液相线温度+50℃～液相线温度+100℃的范围的保持时间不足12分钟的情况下，在含Ca硫化物结晶之前，CaO先结晶，Ca成为固相。因此，含Ca硫化物难以生成，不含Ca硫化物大量生成。在这种情况下，多个硫化物聚集生成的粗大的硫化物含有1mol％以上的Ca，但在细小硫化物中，不含Ca的不含Ca细小硫化物大量生成。因此，Fn2容易变成0.50以下。

另一方面，钢水温度在液相线温度+50℃～液相线温度+100℃的范围的保持时间超过100分钟时，虽然生成含Ca硫化物，但生成的含Ca硫化物聚集而浮起，被钢水的液面上的炉渣吸收。因此，钢水中的含Ca硫化物的量变少。在这种情况下，钢水中的含Ca硫化物变少，且在钢水温度下降的同时，生成不含Ca硫化物，因此Fn2容易变成0.50以下。

在中间包内，如果将钢水温度在液相线温度+50℃～液相线温度+100℃的范围的保持时间控制在12～100分钟，则含Ca硫化物能够充分生成。因此，能够使钢材中的硫化物中含Ca硫化物的比例增多，能够使Fn2大于0.50。

钢水温度在液相线温度+50℃～液相线温度+100℃的范围的保持时间优选的下限为15分钟，进一步优选为18分钟，进一步优选为20分钟。钢水温度在液相线温度+50℃～液相线温度+100℃的范围的保持时间优选的上限为90分钟，进一步优选为80分钟，进一步优选为70分钟。

对于上述化学组成的钢水来说，液相线温度+50℃～液相线温度+100℃的范围为例如1550～1650℃。优选钢水温度在1550～1600℃的保持时间为12～100分钟。

需要说明的是，中间包内的钢水温度采用公知的中间包内加热装置(中间包加热器)进行调节。中间包加热器可以是例如等离子体加热式，也可以是感应加热式。

将中间包内保持在上述温度范围的钢水浇入铸模，通过连续铸造法制造原材料(铸坯)。作为原材料的铸坯为大方坯或小方坯。

[热加工工序]

对制造完成的原材料进行热加工来制造渗碳轴承部件用钢材(钢棒或线材)。热加工工序中通常实施1次或多次热加工。实施多次热加工的情况下，最初的热加工为例如采用初轧或热锻的轧制(粗轧)，第二次及其以后的热加工为采用连续轧机的轧制。连续轧机中，将具有一对水平辊的水平轧机与具有一对垂直辊的垂直轧机交替排列成一列。将精轧后的渗碳轴承部件用钢材冷却至室温。通过使用粗轧和连续轧机的轧制来制造小方坯，之后可将该小方坯再次加热，进一步实施采用连续轧机的轧制，从而制造所期望的尺寸的钢棒或线材。

通过以上工序制造本实施方式的渗碳轴承部件用钢材。需要说明的是，对于热加工工序后的钢材，根据需要，也可实施正火处理、球状化退火处理，从而制造渗碳轴承部件用钢材。

[渗碳轴承部件的制造方法]

使用本实施方式的渗碳轴承部件用钢材的渗碳轴承部件的制造方法的一个例子如下。

对渗碳轴承部件用钢材实施热锻，制造中间品。对中间品实施机械加工。机械加工为例如切削加工。还可以对热锻后的中间品实施冷锻来制造中间品。

对机械加工后的中间品实施渗碳处理。渗碳处理用公知的条件实施即可。渗碳处理可以是气体渗碳处理，也可以是真空渗碳处理，还可以是等离子体渗碳处理。渗碳处理包括渗碳工序和淬火工序。渗碳工序中，将中间品在渗碳温度下保持规定时间。渗碳温度为A_c3相变点以上，例如为850～1100℃。例如，在气体渗碳处理中的渗碳工序中，在炉内装入吸热型转化气体(RX气体)作为载气。RX气体是将丁烷、丙烷等烃类气体与空气混合，穿过加热后的Ni催化剂进行反应而得到的气体，是含有CO、H₂、N₂等的混合气体。在气体渗碳处理中的渗碳工序中，还在炉内装入丁烷、丙烷等属于烃类气体的富气。渗碳工序中，根据作为目标的表面碳浓度来控制富气量，根据作为目标的渗碳深度来调整渗碳工序的保持时间。渗碳轴承部件的表面的碳浓度为例如0.6～0.8％。渗碳工序中的保持时间为例如2～15小时。淬火工序紧接在渗碳工序后在相同炉内实施。淬火工序中，将中间品在淬火温度下保持规定时间。淬火温度为例如800～900℃。淬火温度下保持规定时间后，对中间品进行骤冷。骤冷方法可以是水冷，也可以是油冷。

淬火工序中将中间品在上述淬火温度(800～900℃)下保持时，还可以实施将氨气通入炉内的氮化工序。氨气的流量根据目标的表面氮化浓度来控制。作为目标的表面氮浓度为例如0.1～0.6％。

对渗碳处理后(淬火工序后)的中间品，实施公知的回火。回火温度为例如140～250℃，保持时间为1～3小时。

通过以上工序制造渗碳轴承部件。使用本实施方式的渗碳轴承部件用钢材通过公知的渗碳处理制造而成的渗碳轴承部件的耐磨耗性和表面起点剥离寿命优异。

实施例

用转炉制造具有表1所示的各种化学组成的钢水。

[表1]

表1

用上述钢水实施连续铸造来制造铸坯。需要说明的是，在连续铸造时，中间包内的钢水温度在液相线温度+50℃～液相线温度+100℃的范围的保持时间τ(分钟)为表2所示时间。

[表2]

表2

对制造完成的铸坯进行加热，实施初轧和其后的连续轧制，制造160mm×160mm的小方坯。此时铸坯的加热温度为1000℃～1300℃。此外，对制造完成的小方坯进行再次加热后，实施热轧，制造直径60mm的钢棒。此时小方坯的加热温度为1000℃～1300℃。

将各试验编号的直径60mm的钢棒的一部分切断。模拟渗碳轴承部件的制造工序，对切断的钢棒实施热锻，制造直径30mm的钢棒。对于直径30mm的钢棒，实施正火处理。具体而言，将直径30mm的钢棒在870℃下保持1小时后，进行空气冷却。

对直径60mm的钢棒和直径30mm的钢棒实施球状化退火处理。球状化退火中，将直径60mm的钢棒和直径30mm的钢棒在760℃下保持4小时后，以15℃/小时冷却至600℃，其后进行空气冷却。

用球状化退火处理后的钢棒(直径60mm和直径30mm)实施以下的淬火性评价试验、夹杂物评价试验和韧性评价试验，对淬火性、夹杂物和韧性进行评价。此外，对各钢材实施渗碳处理后的渗碳轴承部件的耐磨耗性和表面起点剥离寿命进行评价。

[淬火性评价试验]

淬火性评价试验用以下方法实施。由直径30mm的钢棒通过机械加工制作带有凸缘的直径25mm、长度100mm的乔米尼试验片。对各试验编号的试验片实施基于JIS G 0561(2011)的乔米尼试验。试验后，测量试验片长度方向上从水冷端起11mm位置处的硬度J₁₁。用测量到的硬度J₁₁评价淬火性。对于适用于大型的渗碳轴承部件的渗碳轴承部件用钢材来说，期望硬度J₁₁以洛氏硬度HRC计为32以上。因此，J₁₁以洛氏硬度HRC计为32以上时，判断为淬火性高(表2中记为“E”)。另一方面，硬度J₁₁以洛氏硬度HRC计不足32时，判断为淬火性低(表2中记为“NA”)。

[夹杂物评价试验]

夹杂物评价试验用以下方法实施。由直径30mm的钢棒通过机械加工制作以钢棒中心轴上的一点为中心的边长为10mm的立方体试验片。待测面为与钢棒的长度方向(轧制方向)平行的10mm×10mm的表面。将试验片嵌入树脂后，对待测面进行镜面抛光。

用SEM(扫描型电子显微镜)确定镜面抛光后的待测面内的硫化物。具体而言，以500倍的倍率，选择待测面内的任意的观察区域100个部位。观察区域的总面积(即，100个部位的观察区域的总面积)为4mm²。在各观察区域中，基于用SEM观察到的反射电子图像的对比度来确定硫化物。对于表示硫化物的亮度(多梯度)的数值范围，通过SEM和EDS(能量色散型X射线微分析仪)预先确定，如上所述，将预先确定为表示硫化物的亮度的数值范围作为基准范围。通过上述方法，从观察区域中确定基准范围的亮度的区域(硫化物区域)。通过上述方法计算出已确定的各硫化物区域的圆当量直径。计算硫化物区域的圆当量直径时，将各自的硫化物区域内存在的氧化物的面积排除之后进行计算。将100个部位的观察区域(总面积4mm²)中计算出的圆当量直径为1μm以上的硫化物区域的总面积(μm²)定义为A2。

接着，用以下方法求出含有1mol％以上的Ca且具有1μm以上的圆当量直径的硫化物的总面积A1。通过EDS定量分析上述100个部位的观察区域(总面积4mm²)中圆当量直径为1μm以上的各硫化物区域。在经过定量分析的各硫化物区域中，确定含有1mol％以上的Ca的硫化物的区域。对于硫化物中的Ca的EDS定量分析，按照上述方法采用半定量的分析方法。通过上述半定量的测量方法，确定具有1μm以上的圆当量直径的各硫化物区域中的Ca含量。并且，求出具有1μm以上的圆当量直径且含有1mol％以上的Ca的硫化物区域的总面积(μm²)，将求出的总面积定义为A1。需要说明的是，计算A1时，也是将硫化物区域内存在的氧化物的面积排除之后进行计算。使用求出的A1和A2，求出各试验编号的Fn2(＝A1/A2)。

[韧性评价试验]

用以下方法实施韧性评价试验。对直径30mm的钢棒实施如图4所示的加热模式的调质热处理(淬火和回火)。参照图4，具体而言，将直径30mm的钢棒在900℃下保持4小时，其后，实施油淬火(图4中“OQ”)。对油淬火后的钢棒进一步实施在180℃下保持2小时的回火处理，其后进行空气冷却(图4中“AC”)。

由实施了上述调质热处理的钢棒制作具有V缺口的夏比冲击试验片。夏比冲击试验片的长度方向为钢棒的长度方向。对各试验编号的夏比冲击试验片在常温下实施基于JIS Z 2242(2009)的夏比冲击试验。由试验得到的吸收能量除以缺口部的原截面积(试验前的试验片的缺口部的截面积)，求出冲击值vE₂₀(J/cm²)。

对于适用于大型的渗碳轴承部件的钢材来说，期望冲击值vE₂₀为15.0J/cm²以上。因此，冲击值vE₂₀为15.0J/cm²以上时，判断为韧性高(表2中记为“E”)。另一方面，冲击值vE₂₀不足15.0J/cm²时，判断为韧性低(表2中记为“NA”)。

[耐磨耗性评价试验]

用以下方法实施耐磨耗性评价试验。由直径30mm的钢棒通过机械加工制作如图5所示的中间品。图5是中间品的侧视图。图5中的数值表示中间品的各部位的尺寸(mm)。图5中的“φ”旁边的数值表示直径(mm)。

对中间品实施渗碳处理(本实施例中为渗碳淬火和回火)后，实施精加工，制造模拟渗碳轴承部件的如图6所示的形状的试验片(小辊试验片)。图6是试验片的侧视图。图6中的数值表示试验片的各部位的尺寸(mm)。图6中的“φ”旁边的数值表示直径(mm)。此时，调整上述渗碳处理条件，以使得试验片的表面C浓度为0.8％，表面硬度以洛氏硬度HRC计为62。

作为耐磨耗性评价试验，对各试验编号的小辊试验片实施辊点蚀试验(二圆柱滚动疲劳试验)。具体而言，如图7所示，准备直径130mm、凸圆半径150mm的大辊。大辊具有满足JIS标准的SCM420标准的化学组成，通过常规制造工序、即通过正火、试验片加工、基于气体渗碳炉的渗碳处理和研磨的工序来制作。以小辊试验片的中心轴与大辊的中心轴平行的方式，配置小辊试验片和大辊。并且，按以下所示条件实施辊点蚀试验。将大辊的表面压触于小辊试验片的中央部(直径26mm的部分)。将小辊试验片的转速设为1500rpm，使接触部位处的小辊试验片与大辊的旋转方向为同一方向，滑移率为-40％。设大辊的旋转速度为V1(m/sec)，小辊试验片的旋转速度为V2(m/sec)时，滑移率(％)通过下式求出。

滑移率＝(V2-V1)/V2×100

试验中的小辊试验片与大辊的接触应力为3000MPa。试验中，将润滑剂(市售的自动变速箱用油：ATF)以油温80℃的条件，从与旋转方向相反的方向吹送至大辊与小辊试验片的接触部分(试验部分的表面)2L/min。使重复次数达到2×10⁷次，在重复次数达到2×10⁷次后结束试验。

用经耐磨耗性评价试验后的小辊试验片，按以下方法求出平均磨耗深度(μm)、表面硬度(HRC)和表面C浓度(质量％)。

[平均磨耗深度]

测量试验后的试验片滑动部分的粗糙度。具体而言，在小辊试验片的周面上沿圆周方向以90°间距在4个部位的位置处，测量粗糙度轮廓。将各测量部位中测量的粗糙度轮廓下的最大的磨耗深度定义为各测量部位处的磨耗深度。将上述4个部位的磨耗深度的平均值定义为平均磨耗深度(μm)。

平均磨耗深度为10μm以下时，判断为耐磨耗性优异(表2中记为“E”)。另一方面，平均磨耗深度超过10μm时，判断为耐磨耗性低(表2中记为“NA”)。

[表面硬度]

在试验后的小辊试验片的周面中，在滑动部分以外的区域(以下称为未滑动部分)中，确定相对于圆周方向90°间距下4个部位的测量位置。在确定的各测量位置中，根据JISZ 2245(2011)，实施采用C标尺的洛氏硬度试验。将各测量部位的洛氏硬度HRC的平均定义为表面的洛氏硬度HRC。

[表面C浓度]

将试验后的小辊试验片的未滑动部分相对于轴方向垂直地切断。获取包含未滑动部分的切断面在内的试验片，对切断面进行嵌入式精抛光。其后，用电子束微量分析仪(EPMA)，从未滑动部分的表面到10μm深度处，以0.1μm间距测量C浓度。将测量的值的平均值定义为表面C浓度(质量％)。

[在有异物混入的使用环境下的表面起点剥离寿命评价试验]

表面起点剥离寿命评价试验用以下方法实施。由直径60mm的钢棒获取直径60mm、厚度5.5mm的圆板状的粗试验片。粗试验片的厚度(5.5mm)与钢棒的长度方向相当。

对各试验编号的粗试验片实施渗碳处理(本实施例中为渗碳淬火和回火)，制造模拟渗碳轴承部件的试验片。此时，以各试验片的表面C浓度达到0.80％且表面的洛氏硬度HRC达到60的方式，调整渗碳处理条件来实施渗碳处理。对得到的试验片的表面进行精研加工，制成转动疲劳试验片。各试验编号的渗碳处理后的表面C浓度(质量％)和表面硬度HRC如表2所示。表面C浓度和表面硬度的测量方法与耐磨耗性评价试验中的表面C浓度和表面硬度的测量方法相同。

使用推力型的转动疲劳试验机实施转动疲劳试验。将试验时的最大接触表面压设为5.0GPa，将重复速度设为1800cpm(cycle per minute)。试验时使用的润滑油中，作为异物，混入了维氏硬度为750(Hv)、分级为100～180μm粒度的高速钢气体雾化粉。气体雾化粉的混入量相对于润滑油为0.02％。作为试验时使用的钢球，使用JIS G 4805(2008)规定的SUJ2的调质材料。

将转动疲劳试验结果绘制在威布尔概率纸上，将表示10％损坏概率的L10寿命定义为“表面起点剥离寿命”。在有异物混入这种严酷的使用环境下(本试验)，L10寿命为7.0×10⁵以上时，判断为表面起点剥离寿命优异(表2中记为“E”)。另一方面，L10寿命不足7.0×10⁵时，判断为表面起点剥离寿命短(表2中记为“NA”)。

[试验结果]

将试验结果示于表2。参照表2，试验编号1～17的渗碳轴承部件用钢材的化学组成合适，满足式(1)和式(3)。此外，连续铸造时中间包内的钢水温度在液相线温度+50℃～液相线温度+100℃的范围的保持时间τ(分钟)合适，满足式(2)。因此，这些试验编号的渗碳轴承部件用钢材的淬火性优异。此外，对这些试验编号的钢材实施了渗碳处理的模拟渗碳轴承部件的试验片的耐磨耗性、表面起点剥离寿命和韧性优异。

另一方面，试验编号18中，P含量过高。因此，冲击值vE₂₀不足15.0J/cm²，韧性低。

试验编号19中，S含量过高。冲击值vE₂₀不足15.0J/cm²，韧性低。此外，L10寿命不足7.0×10⁵，表面起点剥离寿命也短。

试验编号20中，C含量过低。因此，硬度J₁₁以洛氏硬度HRC计不足32，淬火性低。

试验编号21中，C含量过高。因此，冲击值vE₂₀不足15.0J/cm²，韧性低。

试验编号22中，Si含量过低。因此，平均磨耗深度超过10μm，耐磨耗性低。

试验编号23中，Si含量过高。因此，冲击值vE₂₀不足15.0J/cm²，韧性低。

试验编号24中，Mn含量过低。因此，L10寿命不足7.0×10⁵，表面起点剥离寿命短。

试验编号25中，Mn含量过高。因此，冲击值vE₂₀不足15.0J/cm²，韧性低。

试验编号26中，Cr含量过低。因此，平均磨耗深度超过10μm，耐磨耗性低。

试验编号27中，Cr含量过高。因此，冲击值vE₂₀不足15.0J/cm²，韧性低。此外，L10寿命不足7.0×10⁵，表面起点剥离寿命短。

试验编号28中，Mo含量过低。因此，平均磨耗深度超过10μm，耐磨耗性低。

试验编号29中，Mo含量过高。因此，L10寿命不足7.0×10⁵，表面起点剥离寿命短。

试验编号30中，V含量过低。因此，平均磨耗深度超过10μm，耐磨耗性低。

试验编号31中，V含量过高。因此，冲击值vE₂₀不足15.0J/cm²，韧性低。此外，L10寿命不足7.0×10⁵，表面起点剥离寿命短。

试验编号32中，Fn1过低。因此，平均磨耗深度超过10μm，耐磨耗性低。

试验编号33中，Fn3过低。因此，硬度J₁₁以洛氏硬度HRC计不足32，淬火性低。

试验编号34的Ca含量过低。因此，Fn2低。其结果，L10寿命不足7.0×10⁵，表面起点剥离寿命短。

试验编号35的Ca含量过高。因此，L10寿命不足7.0×10⁵，表面起点剥离寿命低。

试验编号36的Ca含量过低。因此，Fn2低。其结果，L10寿命不足7.0×10⁵，表面起点剥离寿命短。

试验编号37中，S含量过高。因此，L10寿命不足7.0×10⁵，表面起点剥离寿命短。

试验编号38中，虽然化学组成满足式(1)和式(3)，但连续铸造时中间包内的钢水温度在液相线温度+50℃～液相线温度+100℃的范围的保持时间τ(分钟)过短。因此，Fn2不满足式(2)。其结果，L10寿命不足7.0×10⁵，表面起点剥离寿命短。

试验编号39中，虽然化学组成满足式(1)和式(3)，连续铸造时中间包内的钢水温度在液相线温度+50℃～液相线温度+100℃的范围的保持时间τ(分钟)过长。因此，Fn2不满足式(2)。其结果，L10寿命不足7.0×10⁵，表面起点剥离寿命短。

以上说明了本发明的实施方式。但是，上述实施方式仅为用于实施本发明的示例。因此，本发明不限于上述实施方式，在不超出本发明精神的范围内，可将上述实施方式适当变形实施。

Claims (3)

1.一种渗碳轴承部件用钢材，其具有如下化学组成：

以质量％计，含有

C：0.25～0.45％、

Si：0.15～0.45％、

Mn：0.40～1.50％、

P：0.015％以下、

S：0.005％以下、

Cr：0.60～2.00％、

Mo：0.10～0.35％、

V：0.20～0.40％、

Al：0.005～0.100％、

Ca：0.0002～0.0010％、

N：0.0300％以下、

O：0.0015％以下、

Ni：0～1.00％、

B：0～0.0050％、

Nb：0～0.100％、和

Ti：0～0.10％，

余量为Fe和杂质，

并且满足式(1)～式(3)：

1.20＜0.4Cr+0.4Mo+4.5V＜2.75 (1)

A1/A2＞0.50 (2)

2.7C+0.4Si+Mn+0.45Ni+0.8Cr+Mo+V＞2.55 (3)

在此，式(1)和式(3)中的元素符号处代入对应元素的含量，单位为质量％；在不含对应元素的情况下，该元素符号处代入“0”；式(2)中的A1为：与轧制方向平行的截面上总面积4mm²以上的观察区域中，含有1mol％以上的Ca且具有1μm以上的圆当量直径的硫化物的总面积，单位为μm²；A2为：所述观察区域中具有1μm以上的圆当量直径的硫化物的总面积，单位为μm²。

2.根据权利要求1所述的渗碳轴承部件用钢材，其中，

所述化学组成含有选自由

Ni：0.05～1.00％和

B：0.0003～0.0050％组成的组中的1种以上。

3.根据权利要求1或权利要求2所述的渗碳轴承部件用钢材，其中，

所述化学组成含有选自由

Nb：0.005～0.100％和

Ti：0.01～0.10％组成的组中的1种以上。

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