CN113227424B - 作为渗碳氮化轴承部件的坯料的钢材 - Google Patents

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Abstract

提供一种作为渗碳氮化轴承部件的坯料的钢材，其切削性优异，并且在渗碳氮化处理后，其耐磨耗性、芯部的韧性、和在产氢环境下伴随有组织变化的剥离寿命优异。钢材的化学组成以质量％计为C：0.15～0.45％、Si：0.50％以下、Mn：0.20～0.60％、P：0.015％以下、S：0.005％以下、Cr：0.80～1.50％、Mo：0.17～0.30％、V：0.24～0.40％、Al：0.005～0.100％、N：0.0300％以下、O：0.0015％以下、以及余量：Fe和杂质，且所述化学组成满足实施方式所述的式(1)～式(4)，显微组织中的铁素体和珠光体的总面积率为10.0％以上，电解提取残渣中的V含量(质量％)相对于化学组成中的V含量(质量％)的比例为10.0％以下。

Description

作为渗碳氮化轴承部件的坯料的钢材
技术领域
本申请涉及一种钢材，更详细而言，涉及一种作为渗碳氮化轴承部件的坯料的钢材，所述渗碳氮化轴承部件为经渗碳氮化处理的轴承部件。
背景技术
作为轴承部件的坯料的钢材以JIS G 4805(2008)规定的SUJ2为代表。这些钢材通过以下方法制成轴承部件。对钢材实施热锻和/或切削加工，制造所期望的形状的中间品。对中间品实施热处理，调整钢材的硬度和显微组织。热处理为例如淬火回火、渗碳处理或渗碳氮化处理等。通过以上工序，制造出具有所期望的轴承性能(耐磨耗性和轴承部件的芯部的韧性)的轴承部件。
作为轴承性能，尤其在要求耐磨耗性的情况下，作为上述热处理，实施渗碳氮化处理。本说明书中，渗碳氮化处理指的是，实施渗碳氮化淬火和回火的处理。渗碳氮化处理中，在钢材的表层形成渗碳氮化层，使钢材的表层硬化。本说明书中，将实施了渗碳氮化处理的轴承部件称为渗碳氮化轴承部件。
日本特开平8-49057号公报(专利文献1)、日本特开平11-12684号公报(专利文献2)和国际公开第2016/017162号(专利文献3)中提出了提高轴承部件的耐磨耗性和韧性等的技术。
专利文献1公开的滚动轴承中，套圈和滚动体中的至少一个以在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含有V：0.8～2.0重量％的钢作为坯料。在对于使用该坯料所形成的产品的热处理时，实施渗碳或渗碳氮化处理，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，从而可提高耐磨耗性。
专利文献2公开的冷锻用表面渗碳钢的铁素体+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2中记载了该冷锻用表面渗碳钢通过具有上述显微组织，可提高耐磨耗性。
专利文献3公开的渗碳氮化轴承用钢具有如下化学组成：以质量％计，含有C：0.22～0.45％、Si：0.50％以下、Mn：0.40～1.50％、P：0.015％以下、S：0.005％以下、Cr：0.30～2.0％、Mo：0.10～0.35％、V：0.20～0.40％、Al：0.005～0.10％、N：0.030％以下、O：0.0015％以下、B：0～0.0050％、Nb：0～0.10％、和Ti：0～0.10％，余量为Fe和杂质，且满足式(1)和式(2)。其中，式(1)为1.20＜0.4Cr+0.4Mo+4.5V＜2.60，式(2)为2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+Mo+V＞2.20。专利文献3中记载了该渗碳氮化轴承用钢即使不含Ni，淬火性也优异，热处理后的韧性、耐磨耗性和表面起点剥离寿命优异。
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：日本特开平11-12684号公报
专利文献3：国际公开第2016/017162号
发明内容
发明要解决的问题
另一方面，对于轴承部件来说，既存在用于矿山机械用途或建设机械用途的中型或大型的轴承部件，也存在用于汽车用途的小型轴承部件。小型轴承部件有例如适用于发动机内的轴承部件等。汽车用途的轴承部件常常在发动机油等润滑油循环的环境下使用。
最近，出于改善油耗的目的，有的降低润滑油的粘度来降低摩擦阻力和传动阻力，或降低所循环的润滑油的用量。因此，使用过程中的润滑油变得容易分解而产生氢。一旦在轴承部件的使用环境中产生了氢，氢就会从外部侵入轴承部件内。侵入的氢在轴承部件的部分显微组织中带来组织变化。轴承部件在使用过程中的组织变化将导致轴承部件的剥离寿命下降。以下，本说明书中，将产生导致组织变化的氢的环境称为“产氢环境”。
上述专利文献1～3中，并未对产氢环境下渗碳氮化轴承部件的剥离寿命进行研究。另外，就作为渗碳氮化轴承部件的坯料的钢材来说，对于制造渗碳氮化轴承部件的工序的热锻后的中间品，有时会实施用于制成最终形状的切削加工。在这种情况下，对于作为渗碳氮化轴承部件的坯料的钢材也要求优异的切削性。
本申请的目的在于提供一种作为渗碳氮化轴承部件的坯料的钢材，其切削性优异，且渗碳氮化处理后的渗碳氮化轴承部件的耐磨耗性、芯部的韧性、和在产氢环境下伴随有组织变化的剥离寿命优异。
用于解决问题的方案
本申请提供的钢材的化学组成以质量％为
C：0.15～0.45％、
Si：0.50％以下、
Mn：0.20～0.60％、
P：0.015％以下、
S：0.005％以下、
Cr：0.80～1.50％、
Mo：0.17～0.30％、
V：0.24～0.40％、
Al：0.005～0.100％、
N：0.0300％以下、
O：0.0015％以下、
Cu：0～0.20％、
Ni：0～0.20％、
B：0～0.0050％、
Nb：0～0.100％、
Ti：0～0.100％、
Ca：0～0.0010％、以及
余量：Fe和杂质，并且，
所述化学组成满足式(1)～式(4)，
显微组织中的铁素体和珠光体的总面积率为10.0％以上、其余为贝氏体，
电解提取残渣中的V含量(质量％)相对于所述化学组成中的V含量(质量％)的比例为10.0％以下。
1.50＜0.4Cr+0.4Mo+4.5V＜2.45 (1)
2.20＜2.7C+0.4Si+Mn+0.45Ni+0.8Cr+Mo+V＜2.80 (2)
Mo/V≥0.58 (3)
(Mo+V+Cr)/(Mn+20P)≥2.40 (4)
其中，式(1)～式(4)中的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。
发明的效果
本申请提供的钢材的切削性优异，并且在渗碳氮化处理后，其耐磨耗性、芯部的韧性、和在产氢环境下伴随有组织变化的剥离寿命优异。
附图说明
图1为示出对相当于JIS G 4805(2008)规定的SUJ2的钢材实施了淬火和回火而得到的轴承部件(比较例)、和具有上述化学组成且满足式(1)～式(4)、同时电解提取残渣中的V含量(质量％)相对于化学组成中的V含量(质量％)的比例为10.0％以下的本实施方式的钢材经渗碳氮化处理而制造得到的轴承部件(渗碳氮化轴承部件：本发明例)在产氢环境下的剥离寿命(Hr)的图。
图2为示出以实施例中的淬火性评价试验和韧性评价试验用的试验片为对象的淬火和回火的加热模式的图。
图3为实施例的辊点蚀试验中使用的小辊试验片的中间品的侧视图。
图4为实施例的辊点蚀试验中使用的小辊试验片的侧视图。
图5为实施例的辊点蚀试验中使用的大辊的主视图。
具体实施方式
本发明人等对作为渗碳氮化轴承部件的坯料的钢材的切削性、和渗碳氮化处理后的渗碳氮化轴承部件的耐磨耗性、芯部的韧性、和在产氢环境下伴随有组织变化的剥离寿命进行了调查和研究。
首先，本发明人等对旨在获得上述特性的钢材的化学组成进行了研究。其结果，认为采用具有如下化学组成的钢材时，可能能够提高切削性以及渗碳氮化处理后的渗碳氮化轴承部件的耐磨耗性、芯部的韧性、和在产氢环境下伴随有组织变化的剥离寿命，所述化学组成以质量％计为C：0.15～0.45％、Si：0.50％以下、Mn：0.20～0.60％、P：0.015％以下、S：0.005％以下、Cr：0.80～1.50％、Mo：0.17～0.30％、V：0.24～0.40％、Al：0.005～0.100％、N：0.0300％以下、O：0.0015％以下、Cu：0～0.20％、Ni：0～0.20％、B：0～0.0050％、Nb：0～0.100％、Ti：0～0.100％、Ca：0～0.0010％、以及余量：Fe和杂质。
但是，发现如果只是单纯地各元素在上述范围内的钢材，其上述特性(切削性、渗碳氮化轴承部件的耐磨耗性、芯部的韧性和在产氢环境下的剥离寿命)也并不必然提高。为此，本发明人等进行了进一步研究。其结果发现，当上述化学组成进一步满足如下的式(1)～式(4)时，能够提高上述特性。
1.50＜0.4Cr+0.4Mo+4.5V＜2.45 (1)
2.20＜2.7C+0.4Si+Mn+0.45Ni+0.8Cr+Mo+V＜2.80 (2)
Mo/V≥0.58 (3)
(Mo+V+Cr)/(Mn+20P)≥2.40 (4)
其中，式(1)～式(4)中的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。
[关于式(1)]
为了提高渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命，使渗碳氮化轴承部件中大量生成选自由圆当量直径为150nm以下的V碳化物、圆当量直径为150nm以下的V碳氮化物、圆当量直径为150nm以下的V复合碳化物和圆当量直径为150nm以下的V复合碳氮化物组成的组中的1种以上是有效的。其中，V复合碳化物指的是含有V和Mo的碳化物。V复合碳氮化物指的是含有V和Mo的碳氮化物。在以下的说明中，也将V碳化物和V碳氮化物统称为“V碳化物等”，也将V复合碳化物和V复合碳氮化物统称为“V复合碳化物等”。另外，将圆当量直径为150nm以下的V碳化物等称为“小型V碳化物等”，将圆当量直径为150nm以下的V复合碳化物等称为“小型V复合碳化物等”。其中，圆当量直径指的是，与V碳化物等或V复合碳化物等的面积相同面积的圆的直径。
V碳化物等和V复合碳化物等为以圆当量直径计150nm以下的小型V碳化物等和小型V复合碳化物等时，小型V碳化物等和小型V复合碳化物等可捕捉氢。此外，小型V碳化物等和小型V复合碳化物等由于是小型的，不容易成为裂纹的起点。因此，如果使小型V碳化物等和小型V复合碳化物等在渗碳氮化轴承部件中充分地分散，在产氢环境下就不容易发生组织变化，其结果，能够提高产氢环境下的渗碳氮化轴承部件的剥离寿命。
定义F1＝0.4Cr+0.4Mo+4.5V。F1是与小型V碳化物等和小型V复合碳化物等的生成量有关的指标，所述小型V碳化物等和小型V复合碳化物等可捕捉氢，提高渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命。通过不仅含有V，还含有Cr和Mo，可促进小型V碳化物等和小型V复合碳化物等的生成。Cr在比生成V碳化物等和V复合碳化物等的温度域低的温度域中，生成渗碳体等Fe系碳化物或Cr碳化物。Mo在比生成V碳化物等和V复合碳化物等的温度域低的温度域中，生成Mo碳化物(Mo2C)。随着温度的上升，Fe系碳化物、Cr系碳化物和Mo碳化物固溶，成为V碳化物等和V复合碳化物等的析出成核位点。
F1为1.50以下时，即使化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内且满足式(2)～式(4)，Cr和Mo也是不足的，V碳化物等和V复合碳化物等的析出成核位点不足。或者，生成V碳化物等和V复合碳化物等所需的V含量本身相对于Cr含量和Mo含量来说是不足的。其结果，V碳化物等和V复合碳化物等生成不足。另一方面，F1为2.45以上时，即使化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内且满足式(2)～式(4)，也会生成圆当量直径大于150nm的V碳化物等和圆当量直径大于150nm的V复合碳化物等。在以下的说明中，将圆当量直径大于150nm的V碳化物等也称为“粗大V碳化物等”，将圆当量直径大于150nm的V复合碳化物等也称为“粗大V复合碳化物等”。粗大V碳化物等和粗大V复合碳化物等由于捕捉氢的能力低，因此容易引起组织变化。因此，粗大V碳化物等和粗大V复合碳化物等在产氢环境下，会使渗碳氮化轴承部件的剥离寿命下降。
F1大于1.50且小于2.45时，以化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内且满足式(2)～式(4)为前提，渗碳氮化轴承部件中，小型V碳化物等和小型V复合碳化物等充分地大量生成，且作为渗碳氮化轴承部件的坯料的钢材中，V碳化物等和V复合碳化物等充分固溶。因此，在产氢环境下就不容易发生组织变化，产氢环境下渗碳氮化轴承部件的剥离寿命提升。另外，F1小于2.45时，渗碳氮化轴承部件中，粗大V碳化物等和粗大V复合碳化物等的生成被抑制，且小型V碳化物等和小型V复合碳化物等在表层也大量生成。因此，渗碳氮化轴承部件的耐磨耗性也提高。
[关于式(2)]
为了提高渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命，进一步提高渗碳氮化轴承部件的芯部的强度是有效的。为了提高渗碳氮化轴承部件的芯部的强度，提高作为渗碳氮化轴承部件的坯料的钢材的淬火性是有效的。但是，钢材的淬火性过度提高时，钢材的切削性下降。
定义F2＝2.7C+0.4Si+Mn+0.45Ni+0.8Cr+Mo+V。F2中的各元素(C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo和V)为上述化学组成的元素中提高钢的淬火性的主要元素。因此，F2是渗碳氮化轴承部件的芯部的强度和钢材的切削性的指标。
F2为2.20以下时，即使化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内且满足式(1)、式(3)和式(4)，钢材的淬火性也不足。因此，渗碳氮化轴承部件的芯部的强度不足，无法充分获得渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命。另一方面，F2为2.80以上时，即使化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内且满足式(1)、式(3)和式(4)，钢材的淬火性也会变得过高。在这种情况下，无法充分获得钢材的切削性。
F2大于2.20且小于2.80时，以化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内且满足式(1)、式(3)和式(4)为前提，钢材可获得足够的切削性。此外，渗碳氮化轴承部件的芯部的强度充分提高，渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命充分提高。
[关于式(3)]
Mo是促进小型V碳化物等和小型V复合碳化物等析出的元素。具体而言，如上所述，F1满足式(1)时，可得到生成小型V碳化物等和小型V复合碳化物等所需的V含量、Cr含量和Mo含量的总含量。但是，本发明人等的研究结果发现，为了使小型V碳化物等和小型V复合碳化物等充分生成，还必须调整Mo含量相对于V含量的比(＝Mo/V)。具体而言，Mo含量相对于V含量的比过低时，在生成小型V碳化物等和小型V复合碳化物等之前，作为析出成核位点的Mo碳化物析出不足。在这种情况下，即使V含量、Cr含量和Mo含量在本实施方式的范围内且满足式(1)，小型V碳化物等和小型V复合碳化物等也生成不足。
定义F3＝Mo/V。F3小于0.58时，即使化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内且满足式(1)、式(2)和式(4)，小型V碳化物等和小型V复合碳化物等也生成不足。其结果，无法充分获得在产氢环境下渗碳氮化轴承部件的剥离寿命。F3为0.58以上、满足式(3)时，以化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内且满足式(1)、式(2)和式(4)为前提，小型V碳化物等和小型V复合碳化物等充分生成。其结果，在产氢环境下渗碳氮化轴承部件的剥离寿命充分提高。
[关于式(4)]
上述小型V碳化物等和小型V复合碳化物等不仅可捕捉氢，还可通过析出强化而使晶粒内强化。另一方面，如果还能使产氢环境下渗碳氮化轴承部件的晶界强化，并且抑制氢侵入，则通过(a)晶粒内强化、(b)晶粒边界强化、(c)抑制氢侵入这三者的协同效果，渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命进一步提高。对于(a)的晶粒内强化，如上所述，取决于Mo含量、V含量、Cr含量的总含量。另一方面，对于(b)的晶粒边界强化，在上述化学组成中降低尤其容易偏析于晶粒边界的P的含量是有效的。此外，对于(c)的抑制氢侵入，经本发明人等的调查发现，降低钢材中的Mn含量极其有效。
定义F4＝(Mo+V+Cr)/(Mn+20P)。F4中的分子(＝(Mo+V+Cr))为晶粒内强化的指标(相当于上述(a))。F4中的分母(＝(Mn+20P))为晶粒边界脆化和氢侵入的指标(相当于上述(b)和(c))。F4的分母越大，则意味着晶粒边界的强度越低，或意味着氢越容易侵入渗碳氮化轴承部件。因此，即使晶粒内强化指标(F4的分子)大，如果晶粒边界脆化和氢侵入指标(F4的分母)大，则无法获得晶粒内强化机制、晶粒边界强化机制和抑制氢侵入机制的协同效果，也无法获得渗碳氮化轴承部件在产氢环境下剥离寿命的充分提高。
F4为2.40以上时，以化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内且满足式(1)～式(3)为前提，可获得晶粒内强化机制、晶粒边界强化机制和抑制氢侵入机制的协同效果，可充分获得渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命。
此外，本实施方式的钢材中，钢材的电解提取残渣中的V含量(质量％)相对于钢材的化学组成中的V含量(质量％)的比例为10.0％以下。
如上所述，为了在渗碳氮化轴承部件中充分生成小型V碳化物等和小型V复合碳化物等，在作为渗碳氮化轴承部件的坯料的钢材中，优选V碳化物等和V复合碳化物等尽量固溶。钢材中，如果残存有V碳化物等和V复合碳化物等，则在渗碳氮化轴承部件的制造工序中，钢材中残存的V碳化物等和V复合碳化物等生长而粗大化。粗大V碳化物等和粗大V复合碳化物等在产氢环境下渗碳氮化轴承部件的使用过程中捕捉氢的能力低。因此，粗大V碳化物等和粗大V复合碳化物等在产氢环境下渗碳氮化轴承部件的使用过程中，容易引起组织变化，此外，也容易成为裂纹的起点。因此，渗碳氮化轴承部件的剥离寿命下降。
为此，本实施方式提供的钢材中，将钢材的电解提取残渣中的V含量设为[V]R，将钢材的化学组成中的V含量设为[V]C时，由如下的式(A)定义的残渣中V量比例RAV为10.0％以下。
RAV＝[V]R/[V]C×100 (A)
残渣中V量比例RAV为10.0％以下时，作为渗碳氮化轴承部件的坯料的钢材中，V碳化物等和V复合碳化物等充分固溶。因此，可抑制由粗大V碳化物等和粗大V复合碳化物等导致的渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命下降。
具有以上构成的本实施方式的钢材实施了渗碳氮化处理后的渗碳氮化轴承部件在产氢环境下表现出极其优异的剥离寿命。图1为示出对相当于JIS G 4805(2008)规定的SUJ2的钢材实施了淬火和回火而得到的轴承部件(比较例)、和具有上述化学组成且满足式(1)～式(4)、同时残渣中V量比例RAV为10.0％以下的本实施方式的钢材经渗碳氮化处理而制造得到的轴承部件(渗碳氮化轴承部件：本发明例)在产氢环境下的剥离寿命的图。在产氢环境下的剥离寿命试验按照后述的实施例所示的方法实施。图1的纵轴表示以比较例的剥离寿命为1.0(基准)定义时各本发明例的剥离寿命相对于比较例的剥离寿命的比率(以下称为剥离寿命比)。
参照图1，相对于现有的化学组成的轴承部件(比较例)在产氢环境下的剥离寿命，本发明例在产氢环境下的剥离寿命至少大于2.0倍。即，用本实施方式的钢材制造的渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命与现有的轴承部件相比，有极其显著的提高。
基于以上认知完成的本实施方式提供的作为渗碳氮化轴承部件的坯料的钢材具有以下构成。
[1]
一种钢材，
其化学组成以质量％计为
C：0.15～0.45％、
Si：0.50％以下、
Mn：0.20～0.60％、
P：0.015％以下、
S：0.005％以下、
Cr：0.80～1.50％、
Mo：0.17～0.30％、
V：0.24～0.40％、
Al：0.005～0.100％、
N：0.0300％以下、
O：0.0015％以下、
Cu：0～0.20％、
Ni：0～0.20％、
B：0～0.0050％、
Nb：0～0.100％、
Ti：0～0.100％、
Ca：0～0.0010％、以及
余量：Fe和杂质，并且，
所述化学组成满足式(1)～式(4)，
显微组织中的铁素体和珠光体的总面积率为10.0％以上、其余为贝氏体，
电解提取残渣中的V含量(质量％)相对于所述化学组成中的V含量(质量％)的比例为10.0％以下。
1.50＜0.4Cr+0.4Mo+4.5V＜2.45 (1)
2.20＜2.7C+0.4Si+Mn+0.45Ni+0.8Cr+Mo+V＜2.80 (2)
Mo/V≥0.58 (3)
(Mo+V+Cr)/(Mn+20P)≥2.40 (4)
其中，式(1)～式(4)中的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。
[2]
根据[1]所述的钢材，其中，
所述化学组成含有选自由
Cu：0.01～0.20％、
Ni：0.01～0.20％、
B：0.0001～0.0050％、
Nb：0.005～0.100％、和
Ti：0.005～0.100％组成的组中的1种元素或2种以上元素。
[3]
根据[1]或[2]所述的钢材，其中，
所述化学组成含有Ca：0.0001～0.0010％。
以下，对本实施方式的钢材进行详述。只要没有特别说明，涉及元素的“％”表示质量％。
[作为渗碳氮化轴承部件的坯料的钢材的化学组成]
本实施方式的钢材为渗碳氮化轴承部件的坯料。本实施方式的钢材的化学组成含有以下元素。
C：0.15～0.45％
碳(C)可提高钢的淬火性。因此，可提高以本实施方式的钢材为坯料所制造的渗碳氮化轴承部件的芯部的强度和芯部的韧性。C还可通过渗碳氮化处理形成微细的碳化物和碳氮化物，提高渗碳氮化轴承部件的耐磨耗性。C还主要在渗碳氮化处理时形成小型V碳化物等和小型V复合碳化物等。小型V碳化物等和小型V复合碳化物等在产氢环境下渗碳氮化轴承部件的使用过程中可捕捉钢材中的氢。因此，小型V碳化物等和小型V复合碳化物等可提高渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命。C含量小于0.15％时，即使化学组成中的其它元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分获得上述效果。另一方面，C含量大于0.45％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，在钢材的制造工序中，V碳化物等和V复合碳化物等也不完全固溶而残存其中。残存的V碳化物等和V复合碳化物等在渗碳氮化轴承部件的制造工序中也不会充分固溶。并且，钢材中残存的V碳化物等和V复合碳化物等会在渗碳氮化轴承部件的制造工序中生长，以粗大V碳化物等和V复合碳化物等的形式残存于渗碳氮化轴承部件中。在这种情况下，在产氢环境下渗碳氮化轴承部件的使用过程中，渗碳氮化轴承部件内的粗大V碳化物等和粗大V复合碳化物等捕捉氢的能力低，因此会引起组织变化。渗碳氮化轴承部件内的粗大V碳化物等和粗大V复合碳化物等还会成为裂纹的起点。因此，渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命下降。因此，C含量为0.15～0.45％。C含量的优选的下限为0.16％，进一步优选为0.17％，进一步优选为0.18％。C含量的优选的上限为0.40％，进一步优选为0.35％，进一步优选为0.32％。
Si：0.50％以下
硅(Si)不可避免含有。即，Si含量大于0％。Si可提高钢材的淬火性，还可固溶于钢材的铁素体从而强化铁素体。由此，渗碳氮化轴承部件的芯部的强度提升。但是，Si含量大于0.50％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的硬度也会变得过高，钢材的切削性下降。因此，Si含量为0.50％以下。Si含量的优选的下限为0.01％，进一步优选为0.02％，进一步优选为0.05％。Si含量的优选的上限为0.40％，进一步优选为0.35％，进一步优选为0.32％，进一步优选为0.30％。
Mn：0.20～0.60％
锰(Mn)可提高钢材的淬火性。由此，渗碳氮化轴承部件的芯部的强度提高，渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命提升。Mn含量小于0.20％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分获得上述效果。另一方面，Mn含量大于0.60％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的硬度也会变得过高，钢材的切削性下降。Mn含量大于0.60％时，还会导致在产氢环境下渗碳氮化轴承部件的使用过程中，氢容易侵入渗碳氮化轴承部件，渗碳氮化轴承部件的剥离寿命下降。因此，Mn含量为0.20～0.60％。Mn含量的优选的下限为0.22％，进一步优选为0.24％，进一步优选为0.26％。Mn含量的优选的上限为0.55％，进一步优选为0.50％，进一步优选为0.45％。
P：0.015％以下
磷(P)为不可避免含有的杂质。即，P含量大于0％。P会偏析于晶界使晶界强度下降。P含量大于0.015％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，P也会过多地偏析于晶界使晶界强度下降。其结果，渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命下降。因此，P含量为0.015％以下。优选的P含量的上限为0.013％，进一步优选为0.010％。P含量优选尽可能低。但是，P含量的过度降低会使生产成本上升。因此，考虑通常的工业生产的情况下，P含量的优选的下限为0.001％，进一步优选为0.002％。
S：0.005％以下
硫(S)为不可避免含有的杂质。即，S含量大于0％。S会生成硫化物系夹杂物。粗大的硫化物系夹杂物在产氢环境下渗碳氮化轴承部件的使用过程中，容易成为裂纹的起点。S含量大于0.005％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，硫化物系夹杂物也会变得粗大，渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命下降。因此，S含量为0.005％以下。S含量的优选的上限为0.004％，进一步优选为0.003％。S含量优选尽可能低。但是，S含量的过度降低会使生产成本上升。因此，考虑通常的工业生产的情况下，S含量的优选的下限为0.001％，进一步优选为0.002％。
Cr：0.80～1.50％
铬(Cr)可提高钢材的淬火性。由此，渗碳氮化轴承部件的芯部的强度提升。Cr还可通过与V和Mo复合含有，在渗碳氮化处理时促进小型V碳化物等和小型V复合碳化物等的生成。由此，不仅渗碳氮化轴承部件的耐磨耗性提升，渗碳氮化部件在产氢环境下的剥离寿命也提升。Cr含量小于0.80％时，无法充分获得上述效果。另一方面，Cr含量大于1.50％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，渗碳氮化处理时的渗碳性也下降。在这种情况下，无法充分获得渗碳氮化轴承部件的耐磨耗性。因此，Cr含量为0.80～1.50％。Cr含量的优选的下限为0.85％，进一步优选为0.88％，进一步优选为0.90％。Cr含量的优选的上限为1.45％，进一步优选为1.40％，进一步优选为1.35％。
Mo：0.17～0.30％
钼(Mo)与Cr同样地可提高钢材的淬火性。由此，渗碳氮化轴承部件的芯部的强度提升。Mo还可通过与V和Cr复合含有，在渗碳氮化处理时促进小型V碳化物等和小型V复合碳化物等的生成。由此，不仅渗碳氮化轴承部件的耐磨耗性提升，渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命也提升。Mo含量小于0.17％时，无法充分获得上述效果。另一方面，Mo含量大于0.30％时，钢材的强度变得过高。在这种情况下，钢材的切削性下降。因此，Mo含量为0.17～0.30％。Mo含量的优选的下限为0.18％，进一步优选为0.19％，进一步优选为0.20％。Mo含量的优选的上限为0.29％，进一步优选为0.28％，进一步优选为0.27％。
V：0.24～0.40％
钒(V)在使用钢材的渗碳氮化轴承部件的制造工序中，形成小型V碳化物等和小型V复合碳化物等。小型V碳化物等和小型V复合碳化物等在产氢环境下渗碳氮化轴承部件的使用过程中，可捕捉侵入渗碳氮化轴承部件的氢。渗碳氮化轴承部件中的小型V碳化物等和小型V复合碳化物等的圆当量直径小，为150nm以下。因此，小型V碳化物等和小型V复合碳化物等即使捕捉了氢，也不容易成为组织变化的起点。因此，渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命提升。V还可在渗碳氮化轴承部件的制造工序中形成小型V碳化物等和小型V复合碳化物等，提高渗碳氮化轴承部件的耐磨耗性。V含量小于0.24％时，无法充分获得上述效果。另一方面，V含量大于0.40％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，在钢材的制造工序中，V碳化物和V复合碳化物等也不完全固溶而残存其中。残存的V碳化物等和V复合碳化物等在渗碳氮化轴承部件的制造工序中也不会完全充分固溶，有时会在渗碳氮化轴承部件的制造工序中生长，成为粗大V碳化物等和粗大V复合碳化物等。粗大V碳化物等和粗大V复合碳化物等会使渗碳氮化轴承部件的芯部的韧性下降。此外，渗碳氮化轴承部件内的粗大V碳化物等和粗大V复合碳化物等的捕捉氢的能力低。因此，粗大V碳化物等和粗大V复合碳化物等在产氢环境下渗碳氮化轴承部件的使用过程中，容易引起组织变化。粗大V碳化物等和粗大V复合碳化物等还会成为裂纹的起点。因此，粗大V碳化物等和粗大V复合碳化物等会使渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命下降。因此，V含量为0.24～0.40％。V含量的优选的下限为0.25％，进一步优选为0.26％，进一步优选为0.27％。V含量的优选的上限为0.39％，进一步优选为0.38％，进一步优选为0.36％。
Al：0.005～0.100％
铝(Al)可使钢脱氧。Al含量小于0.005％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分获得上述效果。另一方面，Al含量大于0.100％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也会生成粗大的氧化物系夹杂物。粗大的氧化物系夹杂物会成为产氢环境下渗碳氮化轴承部件疲劳断裂的起点。因此，会使渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命下降。因此，Al含量为0.005～0.100％。Al含量的优选的下限为0.008％，进一步优选为0.010％。Al含量的优选的上限为0.080％，进一步优选为0.070％，进一步优选为0.060％。本说明书中所述Al含量是指总Al(Total Al)含量。
N：0.0300％以下
氮(N)为不可避免含有的杂质。即，N含量大于0％。N会固溶于钢材中，使钢材的热加工性下降。N含量大于0.0300％时，钢材的热加工性显著下降。因此，N含量为0.0300％以下。N含量的优选的上限为0.0250％，进一步优选为0.0200％，进一步优选为0.0150％，进一步优选为0.0130％。N含量优选尽可能低。但是，N含量的过度降低会使生产成本上升。因此，考虑通常的工业生产的情况下，N含量的优选的下限为0.0001％，进一步优选为0.0002％。
O(氧)：0.0015％以下
氧(O)为不可避免含有的杂质。即，O含量大于0％。O会与钢中的其它元素结合生成粗大的氧化物系夹杂物。粗大的氧化物系夹杂物会成为产氢环境下渗碳氮化轴承部件疲劳断裂的起点。因此，渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命下降。O含量大于0.0015％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命也会显著下降。因此，O含量为0.0015％以下。O含量的优选的上限为0.0013％，进一步优选为0.0012％。O含量优选尽可能低。但是，O含量的过度降低会使生产成本上升。因此，考虑通常的工业生产的情况下，O含量的优选的下限为0.0001％，进一步优选为0.0002％。
本实施方式提供的钢材的化学组成的余量为Fe和杂质。其中，杂质是指，在工业上制造钢材时，从作为原料的矿石、废料或制造环境等混入的物质，在对本实施方式的钢材无不良影响的范围内允许存在。
[关于任意元素(optional elements)]
本实施方式的钢材的化学组成还可含有选自由Cu、Ni、B、Nb、Ti组成的组中的1种或2种以上来代替一部分Fe。这些元素为任意元素，均可提高渗碳氮化轴承部件的强度。
Cu：0～0.20％
铜(Cu)为任意元素，可以不含。即，Cu含量可以为0％。含有的情况下，Cu可提高钢材的淬火性。由此，钢材的强度提高，渗碳氮化轴承部件的芯部的强度提升。Cu只要少量含有，就可在一定程度上获得上述效果。但是，Cu含量大于0.20％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的强度也会提高过多，钢材的切削性下降。因此，Cu含量为0～0.20％。Cu含量的优选的下限大于0％，进一步优选为0.01％，进一步优选为0.02％，进一步优选为0.03％，进一步优选为0.05％。Cu含量的优选的上限为0.18％，进一步优选为0.16％，进一步优选为0.15％。
Ni：0～0.20％
镍(Ni)为任意元素，可以不含。即，Ni含量可以为0％。含有的情况下，Ni可提高钢材的淬火性。由此，钢材的强度提高，渗碳氮化轴承部件的芯部的强度提升。Ni只要少量含有，就可在一定程度上获得上述效果。但是，Ni含量大于0.20％时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的强度也会提高过多，钢材的切削性下降。因此，Ni含量为0～0.20％。Ni含量的优选的下限大于0％，进一步优选为0.01％，进一步优选为0.02％，进一步优选为0.03％，进一步优选为0.05％。Ni含量的优选的上限为0.18％，进一步优选为0.16％，进一步优选为0.15％。
B：0～0.0050％
硼(B)为任意元素，可以不含。即，B含量可以为0％。含有的情况下，B可提高钢材的淬火性。由此，钢材的强度提高，渗碳氮化轴承部件的芯部的强度提升。B还可抑制P偏析于晶粒边界。B只要少量含有，就可在一定程度上获得上述效果。但是，B含量大于0.0050％时，生成B氮化物(BN)导致渗碳氮化轴承部件的芯部的韧性下降。因此，B含量为0～0.0050％。B含量的优选的下限大于0％，进一步优选为0.0001％，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含量的优选的上限为0.0030％，进一步优选为0.0025％，进一步优选为0.0020％。
Nb：0～0.100％
铌(Nb)为任意元素，可以不含。即，Nb含量可以为0％。含有的情况下，Nb可与钢中的C和N结合，生成碳化物、氮化物和碳氮化物。这些析出物可通过析出强化，提高渗碳氮化轴承部件的强度。Nb只要少量含有，就可在一定程度上获得上述效果。但是，Nb含量大于0.100％时，渗碳氮化轴承部件的芯部的韧性下降。因此，Nb含量为0～0.100％。Nb含量的优选的下限大于0％，进一步优选为0.005％，进一步优选为0.010％。Nb含量的优选的上限为0.080％，进一步优选为0.070％，进一步优选为0.050％，进一步优选为0.040％。
Ti：0～0.100％
钛(Ti)为任意元素，可以不含。即，Ti含量可以为0％。含有的情况下，Ti与Nb同样地可生成碳化物、氮化物和碳氮化物，提高渗碳氮化轴承部件的强度。Ti只要少量含有，就可在一定程度上获得上述效果。但是，Ti含量大于0.100％时，渗碳氮化轴承部件的芯部的韧性下降。因此，Ti含量为0～0.100％。Ti含量的优选的下限大于0％，进一步优选为0.005％，进一步优选为0.010％。Ti含量的优选的上限为0.080％，进一步优选为0.070％，进一步优选为0.050％，进一步优选为0.040％。
本实施方式的钢材的化学组成还可含有Ca来代替一部分Fe。
Ca：0～0.0010％
钙(Ca)为任意元素，可以不含。即，Ca含量可以为0％。含有的情况下，Ca会固溶于钢材中的夹杂物，使硫化物微细化且球状化。在这种情况下，钢材的热加工性提升。Ca只要少量含有，就可在一定程度上获得上述效果。但是，Ca含量大于0.0010％时，钢材中会生成粗大的氧化物系夹杂物。在产氢环境下的渗碳轴承部件的使用过程中，粗大的氧化物系夹杂物一旦捕捉了氢，容易发生组织变化。发生组织变化会使渗碳氮化轴承部件的剥离寿命下降。因此，Ca含量为0～0.0010％。Ca含量的优选的下限大于0％，进一步优选为0.0001％，进一步优选为0.0003％。Ca含量的优选的上限为0.0009％，进一步优选为0.0008％。
[关于式(1)～式(4)]
本实施方式的钢材的化学组成还满足以下式(1)～式(4)。
1.50＜0.4Cr+0.4Mo+4.5V＜2.45 (1)
2.20＜2.7C+0.4Si+Mn+0.45Ni+0.8Cr+Mo+V＜2.80 (2)
Mo/V≥0.58 (3)
(Mo+V+Cr)/(Mn+20P)≥2.40 (4)
其中，式(1)～式(4)中的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。
[关于式(1)]
本实施方式的钢材的化学组成满足式(1)。
1.50＜0.4Cr+0.4Mo+4.5V＜2.45 (1)
其中，式(1)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。
定义F1＝0.4Cr+0.4Mo+4.5V。F1是与小型V碳化物等(小型V碳化物和小型V碳氮化物)和小型V复合碳化物等(小型V复合碳化物和小型V复合碳氮化物)的生成有关的指标，所述小型V碳化物等和小型V复合碳化物等可捕捉氢，提高渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命。如上所述，通过不仅含有V，还含有Cr和Mo，可促进小型V碳化物等和小型V复合碳化物等的生成。Cr在比生成V碳化物等和V复合碳化物等的温度域低的温度域中，生成渗碳体等Fe系碳化物或Cr碳化物。Mo在比生成V碳化物等和V复合碳化物等的温度域低的温度域中，生成Mo碳化物(Mo2C)。随着温度的上升，Fe系碳化物、Cr系碳化物和Mo碳化物固溶，成为V碳化物等和V复合碳化物等的析出成核位点。
F1为1.50以下时，即使化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内且满足式(2)～式(4)，Cr和Mo也是不足的，V碳化物等和V复合碳化物等的析出成核位点不足。或者，生成V碳化物等和V复合碳化物等的V含量本身相对于Cr含量和Mo含量来说是不足的。其结果，小型V碳化物等和小型V复合碳化物等生成不足。另一方面，F1为2.45以上时，即使化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内且满足式(2)～式(4)，也会生成粗大V碳化物等和粗大V复合碳化物等。在这种情况下，在钢材的制造工序中，V碳化物等和V复合碳化物等不充分固溶而残存于钢材中。因此，在渗碳氮化轴承部件的制造工序中，钢材中残存的V碳化物等和V复合碳化物等生长，成为粗大V碳化物等和粗大V复合碳化物等。粗大V碳化物等和粗大V复合碳化物等的捕捉氢的能力低。因此，粗大V碳化物等和粗大V复合碳化物等在产氢环境下渗碳氮化轴承部件的使用过程中，容易引起组织变化。粗大V碳化物等和粗大V复合碳化物等还会成为裂纹的起点。因此，渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命下降。
F1大于1.50且小于2.45时，以化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内且满足式(2)～式(4)为前提，渗碳氮化轴承部件中，小型V碳化物和小型V复合碳化物充分地大量生成，并且钢材中的V碳化物等和V复合碳化物等充分固溶。因此，在产氢环境下渗碳氮化轴承部件的使用过程中，不容易发生由氢裂纹引起的组织变化。其结果，渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命提升。
F1的优选的下限为1.51，进一步优选为1.52，进一步优选为1.54，进一步优选为1.55，进一步优选为1.56。F1的优选的上限为2.44，进一步优选为2.43，进一步优选为2.42。F1的数值为将小数点后第3位四舍五入而得到的值。
[关于式(2)]
本实施方式的钢材的化学组成还满足式(2)。
2.20＜2.7C+0.4Si+Mn+0.45Ni+0.8Cr+Mo+V＜2.80 (2)
其中，式(2)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。
定义F2＝2.7C+0.4Si+Mn+0.45Ni+0.8Cr+Mo+V。F2中的各元素可提高钢材的淬火性。因此，F2是渗碳氮化轴承部件的芯部的强度的指标。
F2为2.20以下时，即使化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内且满足式(1)、式(3)和式(4)，钢材的淬火性也不足。因此，渗碳氮化轴承部件的芯部的强度不足。在这种情况下，无法充分获得渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命。另一方面，F2为2.80以上时，即使化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内且满足式(1)、式(3)和式(4)，钢材的淬火性也会变得过高。在这种情况下，钢材的显微组织中，铁素体和珠光体的总面积率小于10.0％。因此，无法充分获得钢材的切削性。
F2大于2.20且小于2.80时，以化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内且满足式(1)、式(3)和式(4)为前提，钢材可获得足够的切削性。此外，渗碳氮化轴承部件的芯部的强度充分提高，渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命充分提高。F2的优选的下限为2.23，进一步优选为2.25，进一步优选为2.30，进一步优选为2.35，进一步优选为2.45。F2的优选的上限为2.78，进一步优选为2.75，进一步优选为2.73，进一步优选为2.70。F2的数值为将小数点后第3位四舍五入而得到的值。
[关于式(3)]
本实施方式的钢材的化学组成还满足式(3)。
Mo/V≥0.58 (3)
其中，式(3)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。
定义F3＝Mo/V。本实施方式的钢材中，如上所述，F1满足式(1)时，可得到生成小型V碳化物等和小型V复合碳化物等所需的V含量、Cr含量和Mo含量的总含量。但是，为了充分生成小型V碳化物等和小型V复合碳化物等，还必须调整Mo含量相对于V含量的比。具体而言，Mo含量相对于V含量的比(＝Mo/V)过低时，在生成V碳化物等和V复合碳化物等之前，作为析出成核位点的Mo碳化物析出不足。在这种情况下，即使V含量、Cr含量和Mo含量在本实施方式的范围内且满足式(1)，小型V碳化物等和小型V复合碳化物等也生成不足。具体而言，F3小于0.58时，即使化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内且满足式(1)、式(2)和式(4)，在渗碳氮化轴承部件中，小型V碳化物等和小型V复合碳化物等也生成不足。其结果，无法充分获得渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命。
F3为0.58以上，满足式(3)时，以化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内且满足式(1)、式(2)和式(4)为前提，在渗碳氮化轴承部件中，小型V碳化物等和小型V复合碳化物等充分生成。其结果，渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命充分提高。F3的优选的下限为0.60，进一步优选为0.65，进一步优选为0.68，进一步优选为0.70，进一步优选为0.73，进一步优选为0.76。F3的数值为将小数点后第3位四舍五入而得到的值。
[关于式(4)]
本实施方式的钢材的化学组成还满足式(4)。
(Mo+V+Cr)/(Mn+20P)≥2.40 (4)
其中，式(4)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。
定义F4＝(Mo+V+Cr)/(Mn+20P)。小型V碳化物等和小型V复合碳化物等不仅可捕捉氢，还可通过析出强化而使晶粒内强化。另一方面，如果还能使产氢环境下渗碳氮化轴承部件的晶界强化，并且抑制氢侵入，则通过(a)晶粒内强化、(b)晶粒边界强化、(c)抑制氢侵入这三者的协同效果，渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命进一步提高。对于(a)的晶粒内强化，如上所述，取决于Mo含量、V含量、Cr含量的总含量。另一方面，对于(b)的晶粒边界强化，在上述化学组成中降低尤其容易偏析于晶粒边界的P的含量是有效的。此外，对于(c)的抑制氢侵入，降低钢材中的Mn含量极其有效。
F4中的分子(＝(Mo+V+Cr))为晶粒内强化的指标(相当于上述(a))。F4中的分母(＝(Mn+20P))为晶粒边界脆化和氢侵入的指标(相当于上述(b)和(c))。F4的分母越大，则意味着晶粒边界的强度越低，或意味着氢越容易侵入渗碳氮化轴承部件。因此，即使晶粒内强化指标(F4的分子)大，如果晶粒边界脆化和氢侵入指标(F4的分母)大，则无法获得晶粒内强化机制、晶粒边界强化机制和抑制氢侵入机制的协同效果，也无法获得渗碳氮化轴承部件在产氢环境下剥离寿命的充分提高。
F4为2.40以上时，以化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内且满足式(1)～式(3)为前提，可获得晶粒内强化机制、晶粒边界强化机制和抑制氢侵入机制的协同效果，可充分获得渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命。F4的优选的下限为2.42，进一步优选为2.45，进一步优选为2.47，进一步优选为2.50，进一步优选为2.52。F4的数值为将小数点后第3位四舍五入而得到的值。
[关于钢材的显微组织]
对于本实施方式的钢材的显微组织来说，是指铁素体和珠光体的总面积率为10.0％以上、其余为贝氏体的组织。化学组成中的C含量低时，在本实施方式的钢材的显微组织中，铁素体和珠光体的总面积率为50.0％以上，其余为贝氏体。另一方面，化学组成中的C含量高时，在本实施方式的钢材的显微组织中，贝氏体的面积率为50.0％以上，其余为铁素体和珠光体。即使C含量变动，在本实施方式的钢材的显微组织中，铁素体和珠光体的总面积率也至少为10.0％以上，其余为贝氏体。优选在本实施方式的钢材的显微组织中，铁素体和珠光体的优选的总面积率为10.0～90.0％，其余为贝氏体。铁素体和珠光体的总面积率的优选的上限为80.0％，进一步优选为78.0％。铁素体和珠光体的优选的下限为20.0％，进一步优选为25.0％。需要说明的是，在钢材的显微组织中，贝氏体、铁素体和珠光体以外的区域为例如残留奥氏体、析出物(包括渗碳体)和夹杂物，显微组织中的残留奥氏体、析出物和夹杂物的总面积率小到可以忽略不计。
[铁素体和珠光体面积率的测定方法]
本实施方式的钢材的显微组织中的铁素体和珠光体的总面积率(％)和贝氏体的面积率(％)通过如下方法测定。在作为棒钢或线材的钢材的与长度方向(轴向)垂直的截面(以下称为横截面)上，从连接表面和中心轴的半径R的中央位置(R/2位置)处采集样品。将所采集的样品的表面中相当于上述横截面的表面作为观察面。对观察面进行镜面抛光后，用2％硝酸醇(硝酸乙醇腐蚀液)蚀刻观察面。用500倍的光学显微镜观察经蚀刻的观察面，生成任意20个视场的照片图像。各视场的尺寸为100μm×100μm。
各视场中，贝氏体、铁素体、珠光体等各相的对比度各自不同。因此，根据对比度确定各相。在所确定的相中，求出各视场中铁素体的总面积(μm2)和珠光体的总面积(μm2)。将全部视场中铁素体的总面积和珠光体的总面积的相加面积相对于全部视场的总面积的比例定义为铁素体和珠光体的总面积率(％)。基于以下方法，用铁素体和珠光体的总面积率求出贝氏体的面积率(％)。
贝氏体面积率＝100.0-铁素体和珠光体的总面积率
铁素体和珠光体的总面积率(％)为将小数点后第2位四舍五入得到的值。
[钢材的电解提取残渣中的V含量]
此外，本实施方式的钢材中，将钢材的电解提取残渣中的V含量设为[V]R，将钢材的化学组成中的V含量设为[V]C时，由如下的式(A)定义的残渣中V量比例RAV为10.0％以下。
RAV＝[V]R/[V]C×100 (A)
本实施方式的钢材中，V碳化物等和V复合碳化物等充分固溶，V碳化物等和V复合碳化物等的残存量足够低。具体而言，由式(A)定义的残渣中V量比例RAV为10.0％以下。
残渣中V量比例RAV大于10.0％时，钢材中V碳化物等和V复合碳化物等固溶不足。在这种情况下，在使用钢材作为坯料的渗碳氮化轴承部件的制造工序中，钢材中残存的V碳化物等和V复合碳化物等生长，成为粗大V碳化物等和粗大V复合碳化物等。粗大V碳化物等和粗大V复合碳化物等的捕捉氢的能力低。因此，粗大V碳化物等和粗大V复合碳化物等在产氢环境下渗碳氮化轴承部件的使用过程中，容易引起组织变化。如果发生组织变化，则渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命下降。
残渣中V量比例RAV为10.0％以下时，钢材中V碳化物等和V复合碳化物等充分固溶。因此，可抑制由粗大V碳化物等和粗大V复合碳化物等导致的渗碳氮化轴承部件在产氢环境下的剥离寿命下降。残渣中V量比例RAV的优选的上限为9.5％，进一步优选为9.2％，进一步优选为9.0％，进一步优选为8.5％，进一步优选为8.3％，进一步优选为8.0％，进一步优选为7.5％，进一步优选为7.0％，进一步优选为6.5％，进一步优选为6.0％。
[残渣中V量比例RAV的确定方法]
本实施方式的钢材的电解提取残渣中的V含量可通过如下方法测定。首先，以残渣的形式捕获钢材中的析出物和夹杂物。从钢材采集直径6mm且长度50mm的圆柱试验片。具体而言，从钢材的与长度方向(轴向)垂直的截面(以下称为横截面)的R/2位置处采集3个上述圆柱试验片。通过初步的电解抛光，将采集到的圆柱试验片的表面抛光50μm左右，得到新生面。将电解抛光后的圆柱试验片用电解液(10％乙酰丙酮+1％四铵+甲醇)进行电解。使电解后的电解液通过0.2μm的过滤器而捕获残渣。对得到的电解提取残渣进行酸分解，通过ICP(电感耦合等离子体)发射光谱分析，对将钢材(母材)设为100质量％时的电解提取残渣中的V含量以质量％为单位进行定量。将各圆柱试验片的电解提取残渣中的V含量的算术平均值(即，3个V含量的算术平均值)定义为钢材的电解提取残渣中的V含量[V]R。电解提取残渣中的V含量[V]R为将上述算术平均值的小数点后第2位四舍五入得到的值。使用钢材的化学组成中的V含量[V]C和通过上述测定得到的电解提取残渣中的V含量[V]R，基于式(A)求出残渣中V量比例RAV。残渣中V量比例RAV为将小数点后第2位四舍五入得到的值。
RAV＝[V]R/[V]C×100 (A)
具有以上构成的本实施方式的钢材的各元素含量在上述本实施方式的范围内，且F1～F4满足式(1)～式(4)。并且，显微组织中，铁素体和珠光体的总面积率为10.0％以上且其余为贝氏体，此外，残渣中V量比例RAV为10.0％以下。因此，本实施方式的钢材的切削性优异。此外，对本实施方式的钢材实施热锻处理后，经渗碳氮化处理得到的渗碳氮化轴承部件可获得优异的耐磨耗性和优异的芯部的韧性，此外，可获得渗碳氮化轴承部件在产氢环境下优异的剥离寿命。
[本实施方式的钢材的制造方法]
对本实施方式的钢材的制造方法的一个例子进行说明。以下说明的钢材的制造方法为用于制造本实施方式的作为渗碳氮化轴承部件的坯料的钢材的一个例子。因此，具有上述构成的钢材也可以通过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为本实施方式的钢材的制造方法的优选的一个例子。
本实施方式的钢材的制造方法的一个例子具备：对钢水进行精炼、铸造，从而制造坯料(铸坯)的制钢工序，和对坯料进行热加工从而制造钢材的热加工工序。以下，对各工序进行说明。
[制钢工序]
制钢工序中，首先，制造具有上述化学组成的钢水，所述化学组成的各元素含量在本实施方式的范围内且F1～F4满足式(1)～式(4)。精炼方法并不特别限定，使用公知的方法即可。例如，对用公知的方法制造的铁水实施转炉精炼(一次精炼)。对从转炉出钢的钢水实施公知的二次精炼。在二次精炼中，实施成分调整的合金元素的添加，制造具有各元素含量在本实施方式的范围内且F1～F4满足式(1)～式(4)的化学组成的钢水。
使用由上述精炼方法制造的钢水，通过公知的铸造法制造坯料。例如，用钢水通过铸锭法制造铸锭。另外，也可以用钢水通过连铸法制造方坯或条形坯。通过以上方法，制造坯料(方坯、铸锭)。
[热加工工序]
热加工工序中，对由制钢工序制造的坯料(方坯或铸锭)实施热加工，制造钢材。钢材为棒钢或线材。
热加工工序包括粗轧工序和精轧工序。粗轧工序中，对坯料进行热加工，制造条形坯。粗轧工序使用例如初轧机。用初轧机对坯料实施初轧，制造条形坯。初轧机的下游设置有连轧机的情况下，还可以用连轧机对初轧后的条形坯实施热轧，制造尺寸更小的条形坯。连轧机中，具有一对水平辊的水平轧机和具有一对垂直辊的垂直轧机交替排列成一排。通过以上工序，在粗轧工序中，将坯料制成条形坯。
粗轧工序中加热炉的加热温度和保持时间如下。
加热温度：1150～1300℃
上述加热温度下的保持时间：1.5～10.0小时
其中，加热温度为加热炉的炉温(℃)。另外，保持时间为加热炉的炉温在1150～1300℃下的保持时间(小时)。
加热温度小于1150℃，或加热温度在1150～1300℃下的保持时间小于1.5小时时，坯料中的V碳化物和V复合碳化物固溶不足。因此，钢材中的残渣中V量比例RAV大于10.0％。另一方面，加热温度超过1300℃，或在1150～1300℃下的保持时间大于10.0小时时，单位消耗量过高，生产成本变高。
粗轧工序的加热温度为1150～1300℃，且在1150～1300℃下的保持时间为1.5～10.0小时时，坯料中的V碳化物等和V复合碳化物等充分固溶。
精轧工序中，首先，用加热炉加热条形坯。用连轧机对加热后的条形坯实施热轧，制造作为钢材的棒钢或线材。精轧工序中加热炉的加热温度和保持时间如下。
加热温度：1150～1300℃
上述加热温度下的保持时间：1.5～5.0小时
其中，加热温度为加热炉的炉温(℃)。另外，保持时间为加热炉的炉温在1150～1300℃下的保持时间(小时)。
精轧工序中，尽量抑制V碳化物等和V复合碳化物等在精轧工序中析出。精轧工序的加热炉的加热温度小于1150℃，或1150～1300℃下的保持时间小于1.5小时时，精轧时轧机承受的负荷过大。另一方面，加热温度超过1300℃，或在1150～1300℃下的保持时间大于5.0小时时，单位消耗量过高，生产成本变高。
精轧工序中的加热温度为1150～1300℃，且在1150～1300℃下的保持时间为1.5～5.0小时时，坯料中的V碳化物等和V复合碳化物等充分固溶。
对精轧后的钢材，以自然冷却以下的冷却速度进行冷却，制造本实施方式的钢材。优选精轧后的钢材在钢材温度为800℃～500℃的温度范围内的平均冷却速度CR为0.1～5.0℃/秒。钢材温度为800～500℃时，发生从奥氏体向铁素体、珠光体或贝氏体转变的相变。钢材温度在800℃～500℃的温度范围内的平均冷却速度CR为0.1～5.0℃/秒时，显微组织成为铁素体和珠光体的总面积率为10.0％以上且其余为贝氏体的组织。
需要说明的是，平均冷却速度CR通过如下方法测定。精轧后的钢材通过传送线向下游传送。在传送线上，沿着传送线设置有多个测温计，可测定传送线各位置处的钢材温度。根据沿着传送线设置的多个测温计，求出钢材温度从800℃降至500℃的时间，求出平均冷却速度CR(℃/秒)。例如，可通过在传送线上隔开间隔地设置多个缓冷罩来调整平均冷却速度CR。
通过以上制造工序，可制造具有上述构成的本实施方式的钢材。
[关于渗碳氮化轴承部件]
本实施方式的钢材用于渗碳氮化轴承部件。渗碳氮化轴承部件是指经渗碳氮化处理的轴承部件。本说明书中，渗碳氮化处理指的是，实施渗碳氮化淬火和回火的处理。
轴承部件指的是滚动轴承的部件。轴承部件为例如套圈、滚道盘、滚动体等。套圈可以是内圈也可以是外圈，滚道盘可以是轴滚道盘、外壳滚道盘、中央滚道盘或定心外壳滚道盘。套圈和滚道盘只要是具有滚道面的部件，并不特别限定。滚动体可以是球也可以是滚子。滚子为例如圆柱滚子、棒形滚子、针形滚子、锥形滚子、凸形滚子等。
渗碳氮化轴承部件具备：经渗碳氮化处理而在表层形成的渗碳氮化层和比渗碳氮化层更内部的芯部。渗碳氮化层的深度并不特别限定，距渗碳氮化层表面的深度为例如0.2mm～5.0mm。芯部的化学组成与本实施方式的钢材的化学组成相同。
[渗碳氮化轴承部件的制造方法]
具有上述构成的渗碳氮化轴承部件的制造方法的一个例子如下。首先，将作为渗碳氮化轴承部件的坯料的本实施方式的钢材加工成规定的形状以制造中间品。加工方法为例如热锻或机械加工。机械加工为例如切削加工。热锻用公知的条件实施即可。热锻工序中钢材的加热温度为例如1000～1300℃。热锻后的中间品自然冷却。需要说明的是，也可以在热锻后实施机械加工工序。也可以对实施机械加工工序前的钢材或中间品实施公知的球状化退火处理。对于机械加工来说，优选钢材(中间品)的切削性高。本实施方式的钢材的切削性优异。因此，本实施方式的钢材适于机械加工工序。
对所制造的中间品实施渗碳氮化处理，制造渗碳氮化轴承部件。渗碳氮化处理如上所述，包括渗碳氮化淬火和回火。渗碳氮化淬火中，在公知的渗碳转化气体中加入氨气而得到的公知的气氛气体中，将中间品加热和保持在Ac3相变点以上的渗碳氮化温度后，进行骤冷。回火处理中，使经渗碳氮化淬火的中间品在100～500℃的回火温度下保持规定时间。其中，渗碳转化气体是指公知的吸热型转化气体(RX气体)。RX气体为使丁烷、丙烷等烃气与空气混合、并使其通过已加热的Ni催化剂并发生反应而得到的气体，是含有CO、H2、N2等的混合气体。
渗碳氮化轴承部件的表面C浓度、表面N浓度和表面硬度可通过控制渗碳氮化淬火和回火的条件来进行调整。具体而言，表面C浓度和表面N浓度通过控制渗碳氮化淬火时的气氛气体中的碳势和氨浓度等来进行调整。
具体而言，渗碳氮化轴承部件的表面C浓度主要通过渗碳氮化淬火的碳势、渗碳氮化温度和渗碳氮化温度下的保持时间来调整。碳势越高，渗碳氮化温度越高，渗碳氮化温度下的保持时间越长，则表面C浓度越高。另一方面，碳势越低，渗碳氮化温度越低，渗碳氮化温度下的保持时间越短，则表面C浓度越低。
表面N浓度主要通过渗碳氮化淬火的氨浓度、渗碳氮化温度和渗碳氮化温度下的保持时间来调整。氨浓度越高、渗碳氮化温度越低、渗碳氮化温度下的保持时间越长，则表面N浓度越高。另一方面，氨浓度越低、渗碳氮化温度越高、渗碳氮化温度下的保持时间越短，则表面N浓度越低。
表面硬度与表面C浓度和表面N浓度有关。具体而言，如果表面C浓度和表面N浓度升高，则表面硬度也升高。另一方面，如果表面C浓度和表面N浓度降低，则表面硬度也下降。
可通过回火，使因渗碳氮化淬火而上升的表面硬度下降。如果回火温度高、回火温度下的保持时间长，则渗碳氮化部件的表面硬度下降。如果回火温度低、回火温度下的保持时间短，则渗碳氮化部件的表面硬度维持高值。
渗碳氮化淬火的优选的条件如下。
气氛气体中的碳势CP：0.70～1.40
气氛气体中的碳势CP为0.70以上时，渗碳氮化轴承部件的表面的C浓度充分提高，例如，表面C浓度达到以质量％计0.70％以上。在这种情况下，经渗碳氮化处理，生成足量的碳氮化物，耐磨耗性显著提高。另外，碳势CP为1.40以下时，表面C浓度为1.20％以下，粗大的碳氮化物的生成被充分抑制。因此，优选的碳势CP为0.70～1.40。
相对于气氛中的渗碳转化气体流量的氨浓度：1.00～6.00％
相对于气氛中的渗碳转化气体流量的氨浓度是指将渗碳转化气体流量设为100％时的氨浓度(质量％)。相对于渗碳转化气体流量的氨浓度为1.00％以上时，渗碳氮化轴承部件的表面N浓度充分提高，表面N浓度为0.15％以上。在这种情况下，经渗碳氮化处理，生成足量的碳氮化物，耐磨耗性显著提高。另外，相对于渗碳转化气体流量的氨浓度为6.00％以下时，渗碳氮化轴承部件的表面N浓度为0.60％以下。在这种情况下，粗大的碳氮化物的生成被充分抑制。因此，相对于气氛中的渗碳转化气体流量的氨浓度为1.00～6.00％。
渗碳氮化时的保持温度(渗碳氮化温度)：830～930℃
渗碳氮化温度下的保持时间：30～100分钟
渗碳氮化温度过低时，C和N的扩散速度变慢。在这种情况下，为了得到规定的热处理性状所需的处理时间变长，生产成本变高。另一方面，渗碳氮化温度过高时，气氛中的氨分解，侵入钢材的N量减少。此外，侵入的C和N在钢材基体中的固溶量增加。因此，无法生成足量的碳氮化物，渗碳氮化轴承部件的耐磨耗性下降。因此，渗碳氮化温度为830～930℃。
对于渗碳氮化温度下的保持时间，只要能确保钢材的表面有足够的C浓度和N浓度，则没有特别限制。保持时间为例如30～100分钟。
淬火温度：830～930℃
淬火温度过低时，无法使钢中固溶足够的C，钢的硬度下降。另一方面，淬火温度过高时，晶粒变得粗大化，沿着晶粒边界容易析出粗大的碳氮化物。因此，淬火温度为830～930℃。需要说明的是，渗碳氮化温度可兼用渗碳淬火温度。
回火的优选的条件如下。
回火温度：150～200℃
回火温度下的保持时间：30～240分钟
回火温度过低时，无法充分获得渗碳氮化轴承部件的芯部的韧性。另一方面，回火温度过高时，渗碳氮化轴承部件的表面硬度下降，渗碳氮化轴承部件的耐磨耗性下降。因此，回火温度为150～200℃。
回火温度下的保持时间过短时，无法获得足够的芯部的韧性。另一方面，保持时间过长时，表面硬度下降，渗碳氮化轴承部件的耐磨耗性下降。因此，回火温度下的保持时间为30～240分钟。
[渗碳氮化轴承部件的表面处的C浓度、N浓度和洛氏C硬度]
通过以上制造工序制造得到的渗碳氮化轴承部件的表面处的C浓度、N浓度和洛氏C硬度HRC如下。
表面的C浓度：以质量％计0.70～1.20％
以上述条件对本实施方式的钢材进行渗碳氮化淬火和回火而制造得到的渗碳氮化轴承部件的表面的C浓度为0.7～1.2％。表面的C浓度过低时，表面硬度变得过低，耐磨耗性下降。另一方面，表面的C浓度过高时，生成粗大的碳化物和粗大的碳氮化物等，在产氢环境下的剥离寿命下降。表面的C浓度为0.70～1.20％时，耐磨耗性和在产氢环境下的剥离寿命优异。表面的C浓度的优选的下限为0.75％，进一步优选为0.80％。表面的C浓度的优选的上限为1.10％、进一步优选为1.05％、更优选为1.00％。
表面的N浓度：以质量％计0.15～0.60％
以上述条件对本实施方式的钢材进行渗碳氮化淬火和回火而制造得到的渗碳氮化轴承部件的表面的N浓度为0.15～0.60％。表面的N浓度过低时，由于微细的碳氮化物的生成被抑制，渗碳氮化轴承部件的耐磨耗性下降。另一方面，表面的N浓度过高时，残留奥氏体生成过多。在这种情况下，渗碳氮化轴承部件的表面的硬度下降，在产氢环境下的剥离寿命下降。表面的N浓度为0.15～0.60％时，渗碳氮化轴承部件的耐磨耗性和在产氢环境下的剥离寿命优异。表面的N浓度的优选的下限为0.18％，进一步优选为0.20％。表面的N浓度的优选的上限为0.58％，进一步优选为0.56％，进一步优选为0.54％。
表面的C浓度和N浓度通过如下方法测定。使用电子束显微分析仪(EPMA)，在渗碳氮化轴承部件的任意表面位置，从表面至100μm深度，以1.0μm间距测定C浓度和N浓度。将所测定的C浓度的算术平均值定义为表面C浓度(质量％)。同样地，将所测定的N浓度的算术平均值定义为表面N浓度(质量％)。
表面的洛氏C硬度HRC：58～65
渗碳氮化轴承部件的表面的洛氏C硬度HRC为58～65。表面的洛氏C硬度HRC小于58时，渗碳氮化轴承部件的耐磨耗性下降。另一方面，表面的洛氏C硬度大于65时，容易发生和加重微细龟裂，在产氢环境下的剥离寿命下降。表面的洛氏C硬度为58～65时，可获得优异的耐磨耗性和在产氢环境下的优异的剥离寿命。表面的洛氏C硬度的优选的下限为59。表面的洛氏C硬度的优选的上限为64。
渗碳氮化轴承部件的洛氏C硬度HRC通过如下方法测定。在渗碳氮化轴承部件的表面中确定任意4个测定位置。在所确定的4个测定位置上，根据JIS Z 2245(2011)，实施采用C标尺的洛氏硬度试验。将得到的4个洛氏C硬度HRC的算术平均值定义为表面处的洛氏C硬度HRC。
通过以上制造工序，制造上述作为渗碳氮化轴承部件的坯料的钢材和渗碳氮化轴承部件。以下，通过实施例对本发明进行更具体的说明。
实施例
制造具有表1所示各种化学组成的钢水。
[表1]
Figure GDA0003663490950000341
表1中的空白表示对应元素的含量小于检测极限。另外，钢种Y具有相当于JIS G4805(2008)规定的现有钢材SUJ2的化学组成。本实施例中，将钢种Y称为比较基准钢材。用表1的各钢水进行连续铸造，制造方坯。对方坯实施粗轧工序。具体而言，以表2所示加热温度(℃)加热方坯。加热温度下的保持时间均为3.0～3.5小时。
[表2]
Figure GDA0003663490950000361
对加热后的方坯进行初轧，制造具有160mm×160mm的矩形横截面的条形坯。此外，对条形坯实施精轧工序。精轧工序中，以表2所示加热温度(℃)加热条形坯。加热温度下的保持时间均为2.5～3.0小时。对经加热的条形坯进行热轧，制造直径60mm的棒钢。对于制造后的条形坯，以表2所示平均冷却速度CR(℃/秒)进行冷却。通过以上工序制造作为钢材的棒钢。需要说明的是，对于比较基准钢材，也通过同样的制造条件制造直径60mm的棒钢。比较基准钢材的粗轧工序中的加热温度为1250℃，保持时间为3.0小时。精轧工序中的加热温度为1250℃，保持时间为2.5小时。平均冷却速度CR为1.0℃/秒。
[评价试验]
对所制造的钢材(棒钢)实施显微组织观察试验、残渣中V量比例RAV测定试验、切削性评价试验、韧性评价试验、耐磨耗性评价试验和在产氢环境下的剥离寿命评价试验。
[显微组织观察试验]
从各试验编号的钢材(棒钢)的与长度方向(轴向)垂直的截面(横截面)的R/2位置处采集样品。将所采集的样品的表面中相当于上述横截面的表面作为观察面。对观察面进行镜面抛光后，用2％硝酸醇(硝酸乙醇腐蚀液)蚀刻观察面。用500倍的光学显微镜观察经蚀刻的观察面，生成任意20个视场的照片图像。各视场的尺寸为100μm×100μm。
在各视场中，根据对比度确定各相(铁素体、珠光体、贝氏体)。在所确定的相中，求出各视场中铁素体的总面积(μm2)和珠光体的总面积(μm2)。将全部视场中铁素体的总面积和珠光体的总面积的相加面积相对于全部视场的总面积的比例定义为铁素体和珠光体的总面积率(％)。铁素体和珠光体的总面积率(％)为将小数点后第2位四舍五入得到的值。需要说明的是，各试验编号中，铁素体和珠光体以外的显微组织为贝氏体(但夹杂物和析出物除外)。各试验编号的铁素体和珠光体的总面积率如表2中的“F+P总面积率”一栏所示。
[残渣中V量比例RAV测定试验]
从各试验编号的钢材(棒钢)的与长度方向(轴向)垂直的截面(横截面)的R/2位置处，采集3个直径6mm且长度50mm的圆柱试验片。通过初步的电解抛光，将采集到的圆柱试验片的表面抛光50μm左右，得到新生面。将经电解抛光的试验片用电解液(10％乙酰丙酮+1％四铵+甲醇)进行电解。使电解后的电解液通过0.2μm的过滤器而捕获残渣。对得到的残渣进行酸分解，通过ICP(电感耦合等离子体)发射光谱分析，对将钢材(母材)设为100质量％时的电解提取残渣中的V含量以质量％为单位进行定量。将各圆柱试验片的电解提取残渣中的V含量的算术平均值(即，3个V含量的算术平均值)定义为钢材的电解提取残渣中的V含量[V]R。电解提取残渣中的V含量[V]R为将上述算术平均值的小数点后第2位四舍五入得到的值。使用钢材的化学组成中的V含量[V]C和通过上述测定得到的电解提取残渣中的V含量[V]R，基于式(A)求出残渣中V量比例RAV(％)。残渣中V量比例RAV为将小数点后第2位四舍五入得到的值。
RAV＝[V]R/[V]C×100(A)
得到的残渣中V量比例RAV(％)如表2中的“RAV”一栏所示。
[切削性评价试验]
对各试验编号的钢材(直径60mm的棒钢)实施外周车削加工，评价工具寿命。具体而言，对各试验编号的棒钢以如下条件实施外周车削加工。所使用的切削工具为相当于JISB 4053(2013)规定的P10的超硬合金。切削速度为150m/分钟，进给速度为0.15mm/rev，切入量为1.0mm。需要说明的是，车削时未使用润滑剂。
以上述切削条件实施外周车削加工，将切削工具的后刀面磨耗量达到0.2mm为止的时间定义为工具寿命(Hr)。将比较基准钢材的工具寿命作为基准，基于下式求出各试验编号的工具寿命比。
工具寿命比＝各试验编号的工具寿命(Hr)/比较基准钢材的工具寿命(Hr)
得到的工具寿命比为0.8以上时，判断为切削性优异(在表2的切削性评价栏中用“E”(Excellent)来表示)。另一方面，工具寿命比小于0.8时，判断为切削性低(在表2的切削性评价栏中用“B”(Bad)来表示)。
[韧性评价试验]
通过如下方法实施韧性评价试验。对各试验编号的棒钢实施机械加工(外周车削加工)，制成直径40mm的中间品(棒钢)。对机械加工后的中间品模拟进行渗碳氮化处理，实施如图2所示加热模式的淬火和回火(模拟渗碳氮化处理)。参照图2，在模拟渗碳氮化处理的淬火处理中，淬火温度为900℃，保持时间为60分钟。对经过保持时间后的中间品(棒钢)进行油冷(图中记作“OQ”)。回火处理中，回火温度为180℃，保持时间为120分钟。对经过保持时间后的中间品(棒钢)进行空气冷却(图中记作“AC”)。实施了以上模拟渗碳氮化处理的棒钢相当于渗碳氮化轴承部件的芯部。
从实施了上述模拟渗碳氮化处理(淬火和回火)的棒钢的R/2位置处采集具有V缺口的夏比冲击试验片。用夏比冲击试验片在常温(20℃±15℃)下进行基于JIS Z2242(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截面积)，求出冲击值vE20(J/cm2)。得到的冲击值vE20如表2中的“vE20”一栏所示。
此外，从实施了上述模拟渗碳氮化处理(淬火和回火)的钢材(棒钢)，采集基于JISZ 2241(2011)的棒状4号拉伸试验片。使用该试验片，在大气中、常温(20℃±15℃)下实施基于JIS Z 2241(2011)的拉伸试验，从得到的应力应变曲线求出0.2％条件屈服强度σy(MPa)。得到的0.2％条件屈服强度σy如表2中的“σy”一栏所示。
使用得到的夏比冲击值vE20(J/cm2)和0.2％屈服强度σy(MPa)，通过下式求出韧性的评价指标Index。
Index＝σy×(vE20)0.1
得到的Index如表2中的“Index”一栏所示。对于渗碳氮化轴承部件，要求上述Index为950以上。因此，韧性评价试验中，Index为950以上时，判断为韧性优异(在表2的韧性评价栏中用符号“E”表示)。另一方面，Index小于950时，判断为韧性低(在表2的韧性评价栏中用符号“B”表示)。
[耐磨耗性评价试验]
通过以下方法实施耐磨耗性评价试验。由直径60mm的棒钢通过机械加工制作如图3所示的中间品。图3为中间品的侧视图。图3中的数值表示中间品的各部位的尺寸(mm)。图3中的“φ”旁边的数值表示直径(mm)。
对中间品实施渗碳氮化处理(渗碳氮化淬火和回火)，制作模拟渗碳氮化轴承部件的如图4所示的小辊试验片。此时，调整渗碳氮化淬火和回火的条件，使得小辊试验片的表面C浓度达到0.80％，表面N浓度达到0.30％，表面硬度以洛氏C硬度HRC计达到60.0。具体而言，以表3所示碳势CP、相对于气氛中的渗碳转化气体的氨浓度、加热温度(本实施例中，加热温度＝渗碳氮化处理温度＝淬火温度)和保持时间(＝渗碳氮化处理温度下的保持时间+淬火温度下的保持时间)实施渗碳氮化淬火处理，冷却方法为油冷。以表3所示回火温度和保持时间实施回火处理，经过保持时间后进行空气冷却。对渗碳氮化淬火和回火后的中间品实施精加工(切削加工)，制成如图4所示形状的小辊试验片。图4为小辊试验片的侧视图。图4中的数值表示试验片的各部位的尺寸(mm)。图4中的“φ”旁边的数值表示直径(mm)。
[表3]
表3
Figure GDA0003663490950000411
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(二圆筒滚动疲劳试验)。具体而言，如图5所示，准备直径为130mm、拱顶半径为150mm的大辊。大辊的坯料具有作为表1的比较基准钢材的钢种Y的化学组成。对大辊的坯料实施淬火处理和回火处理。淬火处理中的淬火温度为860℃，淬火温度下的保持时间为60分钟。经过保持时间后，用80℃的油对坯料进行油冷。对淬火处理后的坯料实施回火处理。回火处理中的回火温度为180℃，回火温度下的保持时间为120分钟。实施以上淬火处理和回火处理后，实施精加工，制成如图5所示大辊。
用各试验编号的小辊试验片，实施以下辊点蚀试验。具体而言，以小辊试验片的中心轴与大辊的中心轴平行的方式，设置小辊试验片和大辊。并且，以如下所示条件实施辊点蚀试验。使大辊的表面与小辊试验片的中央部(直径26mm的部分)抵接。小辊试验片的转数为1500rpm，接触部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％。将大辊的旋转速度设为V1(m/秒)，将小辊试验片的旋转速度设为V2(m/秒)时，通过下式求出滑移率(％)。
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3.0GPa。试验中，以油温80℃的条件，从与旋转方向相反的方向，以2L/分钟向大辊与小辊试验片的接触部分(试验部的表面)吹送润滑剂(市售的自动变速箱用油：ATF)。重复次数为至2×107次为止，达到重复次数2×107次后结束试验。
使用耐磨耗性评价试验后的小辊试验片，通过以下方法求出平均磨耗深度(μm)、表面硬度(HRC)、表面C浓度(质量％)和表面N浓度(质量％)。
[平均磨耗深度]
对试验后的试验片的滑动部分的粗糙度进行测定。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个部位的位置处测定粗糙度曲线。将上述4个部位处的粗糙度曲线的最大深度定义为磨耗深度，将这4个部位的磨耗深度的平均值定义为平均磨耗深度(μm)。平均磨耗深度如表2中的“平均磨耗深度”一栏所示。平均磨耗深度为10μm以下时，判断为耐磨耗性优异(在表2的耐磨耗性评价中用“E”来表示)。另一方面，平均磨耗深度大于10μm时，判断为耐磨耗性低(在表2的耐磨耗性评价中用“B”来表示)。
[表面硬度]
在试验后的小辊试验片的试验部表面，在滑动部分以外的区域(以下称为未滑动部分)，对圆周方向以90°间距确定4个部位的测定位置。在所确定的4个部位的测定位置上，根据JIS Z2245(2011)，实施采用C标尺的洛氏硬度试验。将各测定部位的洛氏C硬度HRC的算术平均值定义为表面处的洛氏C硬度HRC。得到的洛氏C硬度如表2中的“HRC”一栏所示。
[表面C浓度和表面N浓度]
将小辊试验片的试验部的未滑动部分相对于轴向垂直地切割。采集包括未滑动部的表面(周面)并包括切割面的试验片。对切割面进行嵌入式抛光处理。然后，使用电子束显微分析仪(EPMA)，从未滑动部分的表面至10μm深度处，以0.1μm间距测定C浓度和N浓度。将所测定的值的算术平均值定义为表面C浓度(质量％)和表面N浓度(质量％)。得到的表面C浓度(％)和表面N浓度(％)如表2所示。
[在产氢环境下的剥离寿命试验]
由各试验编号的钢材(直径60mm的棒钢)，经机械加工，制作直径60mm、厚度5.5mm的圆板状的中间品。中间品的厚度(5.5mm)相当于棒钢的长度方向。对中间品实施渗碳氮化处理(渗碳氮化淬火和回火)，制造渗碳氮化轴承部件。此时，实施渗碳氮化淬火和回火，使得各渗碳氮化轴承部件的表面C浓度达到0.80％，表面N浓度达到0.30％，且表面洛氏C硬度HRC达到60。具体而言，以表3所示碳势CP、相对于气氛中的渗碳转化气体的氨浓度、加热温度(本实施例中，加热温度＝渗碳氮化处理温度＝淬火温度)和保持时间(＝渗碳氮化处理温度下的保持时间+淬火温度下的保持时间)实施渗碳氮化淬火处理，冷却方法为油冷。以表3所示回火温度和保持时间实施回火处理，经过保持时间后进行空气冷却。对得到的试验片的表面进行研磨加工，制成滚动疲劳试验片。
需要说明的是，在氢环境下的剥离寿命试验中，对于作为比较基准钢材的钢种Y，实施以下淬火处理和回火处理来代替上述渗碳氮化处理。具体而言，由直径60mm的钢种Y的棒钢通过机械制作直径60mm、厚度5.5mm的圆板状的中间品。中间品的厚度(5.5mm)相当于棒钢的长度方向。对中间品实施淬火处理。淬火处理中的淬火温度为860℃，淬火温度下的保持时间为60分钟。经过保持时间后，用80℃的油对中间品实施油冷。需要说明的是，对淬火处理中使用的热处理炉的炉内气氛进行调整，使得淬火处理后的中间品不发生脱碳。对淬火处理后的中间品实施回火处理。回火处理中的回火温度为180℃，回火温度下的保持时间为120分钟。对得到的试验片的表面进行研磨加工，制成比较基准钢材的滚动疲劳试验片。
使用各试验编号的滚动疲劳试验片和比较基准钢材(钢种Y)的滚动疲劳试验片，实施以下剥离寿命试验。具体而言，为了模拟产氢环境，将滚动疲劳试验片浸入20％硫氰酸铵(NH4SCN)水溶液中实施充氢处理。具体而言，以水溶液温度50℃、浸渍时间24小时实施充氢处理。
对经充氢处理的滚动疲劳试验片，使用推力型滚动疲劳试验机实施滚动疲劳试验。试验时的最大接触面压力为3.0GPa，重复速度为1800cpm(cycle per minute)。试验时使用的润滑油为涡轮机油，试验时使用的钢球为JIS G4805(2008)规定的SUJ2的调质材。
将滚动疲劳试验结果绘制在威布尔概率纸上，将表示10％破损概率的L10寿命定义为“剥离寿命”。将各试验编号的剥离寿命L10相对于钢种Y的剥离寿命L10的比定义为剥离寿命比。即，通过下式求出剥离寿命比。
剥离寿命比＝各试验编号的剥离寿命/钢种Y的剥离寿命
得到的剥离寿命比如表2的“剥离寿命比”一栏所示。得到的剥离寿命比为2.0以上时，判断为在产氢环境下的剥离寿命优异(在表2的“剥离寿命比”的“评价”一栏中用“E”来表示)。另一方面，剥离寿命比小于2.0时，判断为在产氢环境下的剥离寿命低(在表2的“剥离寿命比”的“评价”一栏中用“B”来表示)。
[试验结果]
表2中示出了试验结果。参照表2，试验编号1～10的化学组成中各元素含量合适，且F1～F4满足式(1)～式(4)。此外，制造条件也合适。因此，显微组织中的铁素体和珠光体的总面积率为10.0％以上、其余为贝氏体，残渣中V量比例RAV为10.0％以下。其结果，钢材的工具寿命比为0.8以上，获得了优异的切削性。此外，模拟渗碳氮化处理后，Index均为950以上，可预想到渗碳氮化轴承部件的芯部可获得优异的韧性。此外，耐磨耗性评价试验中，渗碳氮化处理后的渗碳氮化轴承部件的表面C浓度为0.70～1.20％，表面N浓度为0.15～0.60％，表面的洛氏C硬度HRC为58～65。此外，耐磨耗性评价试验中，平均磨耗深度为10μm以下，耐磨耗性优异。此外，在产氢环境下的剥离寿命试验中，渗碳氮化处理后的渗碳氮化轴承部件的表面C浓度为0.70～1.20％，表面N浓度为0.15～0.60％，表面的洛氏C硬度HRC为58～65。此外，剥离寿命比为2.0以上，在产氢环境下的剥离寿命优异。
另一方面，试验编号11中，Mn含量过低。因此，剥离寿命比小于2.0，在氢环境下的剥离寿命低。
试验编号12中，Mn含量过高。因此，剥离寿命比小于2.0，在氢环境下的剥离寿命低。
试验编号13中，Mo含量过低。因此，耐磨耗性评价试验中，平均磨耗深度大于10μm，耐磨耗性低。此外，剥离寿命比小于2.0，在氢环境下的剥离寿命低。
试验编号14中，Mo含量过高。因此，钢材的工具寿命比小于0.8，切削性低。
试验编号15中，V含量过低。因此，耐磨耗性评价试验中，平均磨耗深度大于10μm，耐磨耗性低。此外，剥离寿命比小于2.0，在氢环境下的剥离寿命低。
试验编号16中，V含量过高。因此，残渣中V量比例RAV大于10.0％。其结果，模拟渗碳氮化处理后，Index小于950，韧性低。此外，剥离寿命比小于2.0，在氢环境下的剥离寿命低。
试验编号17中，虽然化学组成中各元素的含量合适，但F1小于式(1)的下限。因此，耐磨耗性评价试验中，平均磨耗深度大于10μm，耐磨耗性低。此外，剥离寿命比小于2.0，在氢环境下的剥离寿命低。
试验编号18中，虽然化学组成中各元素的含量合适，但F1大于式(1)的上限。因此，残渣中V量比例RAV大于10.0％。其结果，模拟渗碳氮化处理后，Index小于950，韧性低。此外，剥离寿命比小于2.0，在氢环境下的剥离寿命低。
试验编号19中，虽然化学组成中各元素的含量合适，但F2小于式(2)的下限。因此，剥离寿命比小于2.0，在氢环境下的剥离寿命低。
试验编号20中，虽然化学组成中各元素的含量合适，但F2大于式(2)的上限。因此，铁素体和珠光体的总面积率小于10.0％。其结果，钢材的工具寿命比小于0.8，切削性低。
试验编号21和22中，虽然化学组成中各元素的含量合适，但F3小于式(3)的下限。因此，耐磨耗性评价试验中，平均磨耗深度大于10μm，耐磨耗性低。此外，剥离寿命比小于2.0，在氢环境下的剥离寿命低。
试验编号23和24中，虽然化学组成中各元素的含量合适，但F4小于式(4)的下限。因此，剥离寿命比小于2.0，在氢环境下的剥离寿命低。
试验编号25中，化学组成中各元素含量合适，且F1～F4满足式(1)～式(4)。但是，粗轧工序中加热温度过低。因此，残渣中V量比例RAV大于10.0％。因此，模拟渗碳氮化处理后，Index小于950，韧性低。此外，剥离寿命比小于2.0，在氢环境下的剥离寿命低。
试验编号26中，化学组成中各元素含量合适，且F1～F4满足式(1)～式(4)。但是，精轧工序中的加热温度过低。因此，残渣中V量比例RAV大于10.0％。因此，模拟渗碳氮化处理后，Index小于950，韧性低。此外，剥离寿命比小于2.0，在氢环境下的剥离寿命低。
试验编号27中，化学组成中各元素含量合适，且F1～F4满足式(1)～式(4)。但是，精轧工序中的冷却速度CR过快。因此，铁素体和珠光体的总面积率小于10.0％。其结果，钢材的工具寿命比小于0.8，切削性低。
以上，对本发明的实施方式进行了说明。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，在不超出其精神的范围内上述实施方式可适当改变地实施。

Claims (3)

1.一种钢材，
其化学组成以质量％计为
C：0.15～0.45％、
Si：0.50％以下、
Mn：0.20～0.60％、
P：0.015％以下、
S：0.005％以下、
Cr：0.80～1.50％、
Mo：0.17～0.30％、
V：0.24～0.40％、
Al：0.005～0.100％、
N：0.0300％以下、
O：0.0015％以下、
Cu：0～0.20％、
Ni：0～0.20％、
B：0～0.0050％、
Nb：0～0.100％、
Ti：0～0.100％、
Ca：0～0.0010％、以及
余量：Fe和杂质，并且，
所述化学组成满足式(1)～式(4)，
显微组织中的铁素体和珠光体的总面积率为10.0％以上、其余为贝氏体，
电解提取残渣中的以质量％计的V含量相对于所述化学组成中的以质量％计的V含量的比例为10.0％以下，
1.50＜0.4Cr+0.4Mo+4.5V＜2.45 (1)
2.20＜2.7C+0.4Si+Mn+0.45Ni+0.8Cr+Mo+V＜2.80 (2)
Mo/V≥0.58 (3)
(Mo+V+Cr)/(Mn+20P)≥2.40 (4)
其中，式(1)～式(4)中的各元素符号处代入对应元素的以质量％计的含量。
2.根据权利要求1所述的钢材，其中，
所述化学组成含有选自由
Cu：0.01～0.20％、
Ni：0.01～0.20％、
B：0.0001～0.0050％、
Nb：0.005～0.100％、和
Ti：0.005～0.100％组成的组中的1种元素或2种以上元素。
3.根据权利要求1或权利要求2所述的钢材，其中，
所述化学组成含有Ca：0.0001～0.0010％。
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Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2021201157A1 (ja) * 2020-03-31 2021-10-07 日本製鉄株式会社 浸炭軸受部品
WO2021201159A1 (ja) * 2020-03-31 2021-10-07 日本製鉄株式会社 鋼材
WO2022242793A1 (de) * 2021-05-21 2022-11-24 Schaeffler Technologies AG & Co. KG Verfahren zur herstellung eines wälzlagerbauteils, wälzlagerbauteil und wälzlager

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3413975B2 (ja) 1994-08-08 2003-06-09 日本精工株式会社 耐摩耗性に優れた転がり軸受
CA2243123C (en) 1996-11-25 2002-01-29 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Steel products excellent in machinability and machined steel parts
JPH1112684A (ja) 1997-06-19 1999-01-19 Kobe Steel Ltd 冷間鍛造用肌焼鋼
JP2008280583A (ja) 2007-05-10 2008-11-20 Daido Steel Co Ltd 水素脆性型の面疲労強度に優れた肌焼鋼
JP4709944B2 (ja) * 2009-01-16 2011-06-29 新日本製鐵株式会社 肌焼鋼、浸炭部品、及び肌焼鋼の製造方法
CN101649425B (zh) * 2009-09-08 2011-10-05 武汉钢铁(集团)公司 低裂纹敏感性高韧性x120管线钢及其制造方法
JP5522084B2 (ja) * 2011-02-24 2014-06-18 新日鐵住金株式会社 厚鋼板の製造方法
JP6467153B2 (ja) 2014-07-10 2019-02-06 三井化学株式会社 重合体組成物ならびに該重合体組成物からなるパッキン、シール材、キャップライナー
WO2016017162A1 (ja) * 2014-07-29 2016-02-04 新日鐵住金株式会社 浸炭窒化軸受用鋼
WO2017115842A1 (ja) * 2015-12-28 2017-07-06 新日鐵住金株式会社 肌焼鋼、浸炭部品および肌焼鋼の製造方法
CN111032899B (zh) 2017-08-25 2022-12-20 日本制铁株式会社 渗碳轴承部件用钢材

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