本發(fā)明涉及軸承用鋼，進一步詳細而言涉及實施了碳氮共滲淬火及回火的碳氮共滲軸承用鋼。

背景技術：

作為中型、大型的軸承部件用的鋼材，有JIS G 4805(2008)中規(guī)定的SUJ3、SUJ5為代表的軸承鋼、JIS G 4053(2008)中規(guī)定的SNCM815為代表的SNCM系的表面硬化鋼(case hardening steel)。使用了這些鋼的軸承部件的制造工序的一個例子如下所示。對鋼材進行熱加工(例如熱鍛)、及切削加工，制作特定形狀的中間品。對中間品實施熱處理，調(diào)節(jié)成特定的硬度及顯微組織。熱處理在軸承鋼的情況下為淬火回火、在表面硬化鋼的情況下為滲碳處理(滲碳淬火及回火)。通過以上的工序制造軸承部件。

就軸承部件而言，有時要求優(yōu)異的耐磨耗性及表面起點剝離壽命。此時，作為軸承部件的制造工序中的上述熱處理，實施碳氮共滲處理(碳氮共滲淬火及回火)代替滲碳處理。碳氮共滲處理提高鋼材的表層的碳濃度及氮濃度使鋼材表層變硬。

關于軸承部件或軸承用鋼材的技術，例如提出了日本特開平8-49057號公報(專利文獻1)、日本特開2008-280583號公報(專利文獻2)、日本特開平11-12684號公報(專利文獻3)、及日本特開平6-287712號公報(專利文獻4)。

專利文獻1中，對含有大量V的鋼材實施滲碳處理或碳氮共滲處理、向表層析出V碳化物。記載了通過該V碳化物，滾動軸承具有優(yōu)異的耐磨耗特性。

但是，專利文獻1的鋼材中的V含量高達0.8～2.0％。因此，實施碳氮共滲處理的情況下，生成粗大的V碳化物及V碳氮化物，有時軸承部件的韌性大幅降低。

專利文獻2公開的軸承用表面硬化鋼中，著眼于相對于軸承壽命的氫致脆化，使V系碳化物微細分散、捕氫位點的效果高。記載了由此提高面疲勞強度。

但是，專利文獻2提出的技術中，韌性有時根據(jù)鋼材中包含的S量、P量而降低。

專利文獻3公開的冷鍛用表面硬化鋼中，以低成本化作為目的，調(diào)節(jié)鋼的成分及顯微組織，實現(xiàn)球狀化退火處理的迅速化。

但是，使用專利文獻3提出的鋼材制造軸承的情況下，有時淬透性及韌性低。

專利文獻4公開的鋼部件通過實施碳氮共滲淬火，表層包含大量的殘留奧氏體。記載了由此提高表面起點剝離壽命。

但是，專利文獻4的鋼材含有0.5％以上昂貴的Ni。因此，適用于中型及大型的軸承部件的情況下，制造成本變高。

近年，沖擊環(huán)境下、潤滑不良環(huán)境下、及高面壓條件下的軸承部件的長壽命化的要求變高，期望韌性、耐磨耗性、及表面起點剝離壽命優(yōu)異的技術的確立。以往，為了提高韌性及表面起點剝離壽命，采用如下方法：對于JIS G 4053(2008)的SCM、SNCM為代表的表面硬化鋼或者使Si、Mn、Mo、V等合金元素恰當化的表面硬化鋼進行滲碳、碳氮共滲，使殘留奧氏體增加。但是，殘留奧氏體為軟質的組織，因此殘留奧氏體量增加時，耐磨耗性降低。

現(xiàn)有技術文獻

專利文獻

專利文獻1：日本特開平8-49057號公報

專利文獻2：日本特開2008-280583號公報

專利文獻3：日本特開平11-12684號公報

專利文獻4：日本特開平6-287712號公報

技術實現(xiàn)要素：

本發(fā)明的目的在于提供即使不含有Ni，淬透性也優(yōu)異、熱處理后的韌性、耐磨耗性及表面起點剝離壽命也優(yōu)異的碳氮共滲軸承用鋼。

本實施方式的碳氮共滲軸承用鋼具有如下的化學組成：以質量％計，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％、及Ti：0～0.10％，余量為Fe及雜質，且滿足式(1)及式(2)。

1.20<0.4Cr+0.4Mo+4.5V<2.60···(1)

2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+Mo+V>2.20···(2)

本實施方式的碳氮共滲軸承用鋼的淬透性優(yōu)異，熱處理后韌性、耐磨耗性及表面起點剝離壽命優(yōu)異。

附圖說明

圖1為示出實施例1中的對于淬透性評價試驗、及韌性評價試驗用的試驗片的淬火及回火的溫度記錄圖的圖。

圖2為輥點蝕(roller pitting)試驗中使用的小輥試驗片的中間品的側面圖及橫截面圖。

圖3為由圖2的中間品制造的小輥試驗片的側面圖及橫截面圖。

具體實施方式

本發(fā)明人等針對鋼的成分、尤其是C、Si、Cr、Mo、V對碳氮共滲軸承用鋼的淬透性、韌性、耐磨耗性、及表面起點剝離壽命造成的影響進行調(diào)查及研究。其結果，本發(fā)明人等得到以下見解。

[針對耐磨耗性及表面起點剝離壽命]

為了對于鋼材實施碳氮共滲淬火、回火等的表面硬化處理而提高鋼材的耐磨耗性，在鋼材的表層使V碳化物及V碳氮化物等的微細的V析出物分散是有效的。但是，耐磨耗性進而也受到表面硬化處理后的鋼材的表面硬度、及鋼材中的殘留奧氏體量的影響。因此，為了提高耐磨耗性，使V系析出物微細分散，并且調(diào)節(jié)對表面硬度及殘留奧氏體量造成影響的V量、Cr量及Mo量是有效的。

V生成碳化物及碳氮化物(以下，稱為碳氮化物等)。因此，提高V含量時，碳氮共滲軸承部件的耐磨耗性提高。但是，V含量過高時，鋼材的熱延性降低，熱加工時(熱軋時及熱鍛時)變得容易發(fā)生開裂。進而，鋼材中存在粗大的碳氮化物等的情況下，碳氮共滲處理后的軸承部件的芯部的韌性降低。進而，軸承部件內(nèi)殘留粗大的碳氮化物等時，這些粗大析出物變?yōu)閼性?。此時，這些粗大析出物變?yōu)槠谄瘘c、表面起點剝離壽命降低。

抑制V含量并且調(diào)節(jié)V含量、Cr含量及Mo含量的平衡，由此上述粗大的碳氮化物等的生成被抑制。以下，針對該點詳細敘述。

為了使碳化物及碳氮化物之類的析出物微細分散，使析出物的核(析出核)的生成位點增加是有效的。將V、Cr及Mo復合含有時，析出核生成位點增加、大量的碳氮化物等析出。但是，這些碳氮化物等在熱軋及熱鍛前的加熱工序中殘留而不固溶時，碳氮共滲處理中殘留的碳氮化物等粗大化。此時，表面起點剝離壽命降低。因此，熱軋及熱鍛前的加熱工序中，使碳氮化物等充分地固溶。

對于使碳氮化物等固溶，升高加熱溫度即可。但是，提高加熱溫度時，顯微組織(結晶粒)粗大化、鋼材的韌性降低。另外，由于設備上的限制，加熱溫度的上限被限制。因此，為了能夠抑制韌性的降低并且將碳氮化物等充分固溶，調(diào)節(jié)V量、Cr量及Mo量是有效的。

以上的考察作為前提進行調(diào)查研究的結果，本發(fā)明人等發(fā)現(xiàn)若碳氮共滲軸承用鋼的化學組成滿足以下式(1)，則能夠抑制表面起點剝離壽命的降低及韌性的降低并且提高耐磨耗性。

1.20<0.4Cr+0.4Mo+4.5V<2.60···(1)

此處，式(1)中的各元素代入對應元素的含量(質量％)。

定義為fn1＝0.4Cr+0.4Mo+4.5V。fn1為1.20以下時，析出核生成位點不足。此時，微細的碳氮化物等的析出變得不充分，耐磨耗性降低。另一方面，fn1為2.60以上的情況下，耐磨耗性雖然提高，但未固溶的粗大碳氮化物等殘留。因此，表面起點剝離壽命及韌性降低。

[針對淬透性]

對于為實施碳氮共滲處理而制造的碳氮共滲軸承部件的素材的碳氮共滲軸承用鋼，要求高淬透性。碳氮共滲軸承用鋼的化學組成滿足式(2)時，軸承部件即使為大型，也能充分淬火、得到高強度。

2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+Mo+V>2.20···(2)

此處，式(2)中的各元素代入對應元素的含量(質量％)。定義為fn2＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+Mo+V。fn2中規(guī)定的各元素均提高鋼的淬透性。因此，fn2比2.20高時，得到充分的淬透性，對于軸承部件而言，可以得到提高耐磨耗性所需的強度。

[針對韌性]

對于中型及大型的軸承部件，與優(yōu)異的耐磨耗性、表面起點剝離壽命一同要求優(yōu)異的韌性(斷裂韌性)?；鼗瘃R氏體為主的組織的鋼材的斷裂韌性主要受到以下方面的影響：影響回火馬氏體組織的強度、下部組織的C含量，引起晶界脆化的P含量，及鋼材中的硫化物的量。

因此，為了得到中型及大型的軸承部件所要求的強度及斷裂韌性，將C含量設為0.22％以上。進而，為了提高斷裂韌性，將P含量限制在0.015％以下。另外，硫化物降低表面起點剝離壽命。因此，S含量限制在0.005％以下。

基于以上見解完成的本實施方式的碳氮共滲軸承用鋼具有如下的化學組成：以質量％計，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％、及Ti：0～0.10％，余量為Fe及雜質，且滿足式(1)及式(2)。

1.20<0.4Cr+0.4Mo+4.5V<2.60···(1)

2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+Mo+V>2.20···(2)

此處，式(1)及式(2)中的各元素符號代入對應元素的含量(質量％)。

上述碳氮共滲軸承用鋼的化學組成也可以含有B：0.0003～0.0050％、Nb：0.005～0.10％、及Ti：0.005～0.10％。

以下，針對本實施方式的碳氮共滲軸承用鋼詳細敘述。關于元素的“％”，只要沒有特別說明，是指質量％。

[碳氮共滲軸承用鋼的化學組成]

碳氮共滲軸承用鋼的化學組成含有以下元素。

C：0.22～0.45％

碳(C)提高鋼的淬透性。因此，對碳氮共滲軸承用鋼實施碳氮共滲淬火及回火而成的碳氮共滲軸承部件的芯部的強度及韌性提高。C還提高碳氮共滲軸承部件的表面起點剝離壽命。C含量過低時，得不到這些效果。另一方面，C含量過高時，熱加工后也殘留粗大的碳化物及碳氮化物(碳氮化物等)，碳氮共滲軸承部件的韌性及表面起點剝離壽命降低。因此，C含量為0.22～0.45％。C含量的優(yōu)選下限為0.24％、進一步優(yōu)選為0.25％。C含量的優(yōu)選上限為0.44％、進一步優(yōu)選為0.42％。

Si：0.50％以下

硅(Si)不可避免地含有。Si提高鋼的強度。Si還提高碳氮共滲軸承部件的表面起點剝離壽命。但是，Si含量過高時，母材的硬度變得過高、切削時的工具壽命降低。Si含量過高時，進而鋼材的韌性及熱加工性降低。因此，Si含量為0.50％以下。Si含量的優(yōu)選下限為0.01％、進一步優(yōu)選為0.02％、進一步優(yōu)選為0.05％。Si含量的優(yōu)選上限為0.35％，考慮冷加工性時，進一步優(yōu)選上限為0.10％。

Mn：0.40～1.50％

錳(Mn)提高鋼的淬透性，還提高碳氮共滲軸承部件的表面起點剝離壽命。Mn含量過低時，得不到這些效果。另一方面，Mn含量過高時，母材的硬度變得過高、切削時的工具壽命降低。Mn含量過高時，進而韌性降低、或淬火時發(fā)生淬火裂紋。因此，Mn含量為0.40～1.50％。Mn含量的優(yōu)選下限為0.45％、進一步優(yōu)選為0.48％。Mn含量的優(yōu)選上限為1.30％、進一步優(yōu)選為1.00％以下、進一步優(yōu)選為0.75％。

P：0.015％以下

磷(P)為雜質。P在晶界偏析、降低碳氮共滲軸承部件的韌性。因此，P含量為0.0015％以下。優(yōu)選的P含量的上限為0.013％、進一步優(yōu)選為0.010％。P含量優(yōu)選盡可能低。

S：0.005％以下

硫(S)為雜質。S在鋼中生成硫化物、降低碳氮共滲軸承部件的表面起點剝離壽命。因此，S含量為0.005％以下。為了進一步提高表面起點剝離壽命，S含量的優(yōu)選上限為0.004％、進一步優(yōu)選為0.003％。S含量優(yōu)選盡可能低。

Cr：0.30～2.0％

鉻(Cr)提高鋼的淬透性、提高碳氮共滲軸承部件的強度。Cr還通過與V及Mo復合而含有，由此在碳氮共滲處理(碳氮共滲淬火及回火)時促進微細的析出物的生成，提高碳氮共滲軸承部件的耐磨耗性。Cr含量過低時得不到這些效果。另一方面，Cr含量過高時，碳氮共滲處理時的滲碳性降低。因此，Cr含量為0.30～2.0％。Cr含量的優(yōu)選下限為0.50％、進一步優(yōu)選為0.60％。Cr含量的優(yōu)選上限為1.8％、進一步優(yōu)選為1.7％。

Mo：0.10～0.35％

鉬(Mo)與Cr同樣地提高鋼的淬透性。Mo還通過與V及Cr復合而含有，由此在碳氮共滲處理時促進微細的析出物的生成，提高碳氮共滲軸承部件的耐磨耗性。Mo含量過低時，得不到這些效果。另一方面，Mo含量過高時，鋼的熱加工性及切削性降低、進而制造成本變高。因此，Mo含量為0.10～0.35％。Mo含量的優(yōu)選下限為0.20％、進一步優(yōu)選為0.22％。Mo含量的優(yōu)選上限為0.30％、進一步優(yōu)選為0.28％。

V：0.20～0.40％

釩(V)與Cr及Mo同樣地提高鋼的淬透性。V還與C及N鍵合生成微細的析出物(碳氮化物等)。本實施方式中，復合含有V、Cr及Mo，由此在碳氮共滲處理時生成大量微細的析出物，碳氮共滲軸承部件的耐磨耗性提高。V含量過低時，得不到這些效果。另一方面，V含量過高時，熱加工后也殘留未固溶的粗大的碳化物等、碳氮共滲軸承部件的韌性及表面起點剝離壽命降低。進而，鋼的熱加工性及切削性也降低。因此，V含量為0.20～0.40％。V含量的優(yōu)選下限為0.21％、進一步優(yōu)選為0.22％。V含量的優(yōu)選上限為0.38％、進一步優(yōu)選為0.36％。

Al：0.005～0.10％

鋁(Al)使鋼脫氧。Al含量過低時，得不到該效果。另一方面，Al含量過高時，粗大的氧化物系夾雜物在鋼中殘留，碳氮共滲軸承部件的表面起點剝離壽命降低。因此，Al含量為0.005～0.10％。Al含量的優(yōu)選下限為0.008％、進一步優(yōu)選為0.010％。Al含量的優(yōu)選上限為0.050％、進一步優(yōu)選為0.048％。此處所說的Al含量是指總Al(Total Al)的含量。

N：0.030％以下

氮(N)為雜質。N在鋼中固溶、使鋼的熱加工性降低。因此，N含量為0.030％以下。N含量的優(yōu)選上限為0.025％、進一步優(yōu)選為0.020％。N含量優(yōu)選盡可能低。

O(氧)：0.0015％以下

氧(O)為雜質。O與鋼中的其它元素鍵合生成氧化物，鋼材的強度降低。O還生成氧化物，并且促進MnS的粗大化，碳氮共滲軸承部件的表面起點剝離壽命降低。因此，O含量為0.0015％以下。O含量的優(yōu)選上限為0.0013％、進一步優(yōu)選為0.0012％。O含量優(yōu)選盡可能低。

本實施方式的碳氮共滲軸承用鋼的化學組成的余量為Fe及雜質。此處，雜質是指將碳氮共滲軸承用鋼工業(yè)制造時，從作為原料的礦石、廢料或從制造環(huán)境等混入的物質，在對本實施方式的碳氮共滲軸承用鋼不造成不良影響的范圍內(nèi)是被允許的。

本實施方式的碳氮共滲軸承用鋼的化學組成還可以含有選自由B、Nb、Ti組成的組中的1種或2種以上。這些元素為任意元素，均提高碳氮共滲軸承的強度。

B：0～0.0050％

硼(B)為任意元素，也可以不含有。含有的情況下，B提高鋼的淬透性、提高碳氮共滲軸承部件的強度。B還抑制淬火時在奧氏體晶界的P及S偏析。但是，B含量過高時，生成B氮化物(BN)、鋼的韌性降低。因此，B含量為0～0.0050％。B含量的優(yōu)選下限為0.0003％、進一步優(yōu)選為0.0005％、進一步優(yōu)選為0.0010％。B含量的優(yōu)選上限為0.0030％、進一步優(yōu)選為0.0025％。

Nb：0～0.10％

鈮(Nb)為任意元素，也可以不含有。含有的情況下，Nb與鋼中的C及N鍵合形成碳化物、氮化物、及碳氮化物。這些析出物使結晶粒微細化，通過析出強化提高碳氮共滲軸承部件的強度。但是，Nb含量過高時，鋼的韌性降低。因此，Nb含量為0～0.10％。Nb含量的優(yōu)選下限為0.005％、進一步優(yōu)選為0.010％。Nb含量的優(yōu)選上限為0.080％、進一步優(yōu)選為0.070％。

Ti：0～0.10％

鈦(Ti)為任意元素，也可以不含有。含有的情況下，Ti與Nb同樣地生成碳化物、氮化物、及碳氮化物使結晶粒微細化，提高碳氮共滲軸承部件的強度。但是，Ti含量過高時，鋼的韌性降低。因此，Ti含量為0～0.10％。Ti含量的優(yōu)選下限為0.005％、進一步優(yōu)選為0.010％。Ti含量的優(yōu)選上限為0.080％、進一步優(yōu)選為0.070％。

[針對式(1)]

本實施方式的碳氮共滲軸承用鋼的化學組成還滿足式(1)。

1.20<0.4Cr+0.4Mo+4.5V<2.60···(1)

此處，式(1)中的元素符號代入對應元素的含量(質量％)。

Cr、Mo及V生成析出核生成位點，促進碳氮化物等析出物的生成。定義為fn1＝0.4Cr+0.4Mo+4.5V。fn1為1.20以下時，析出核生成位點不足，因此難以生成微細的碳氮化物等。因此，碳氮共滲軸承部件的耐磨耗性降低。另一方面，fn1為2.60以上時，析出核生成位點充分，耐磨耗性雖然提高，但熱加工后未固溶的粗大的碳氮化物等也殘留于鋼中。此時，在碳氮共滲淬火及回火時，粗大的碳氮化物等進一步生長而粗大化。因此，碳氮共滲軸承部件的表面起點剝離壽命及韌性降低。因此，fn1的下限高于1.20、fn1的上限不足2.60。fn1的優(yōu)選下限為1.22。fn1的優(yōu)選上限為2.58。

[針對式(2)]

本實施方式的碳氮共滲軸承用鋼的化學組成還滿足式(2)。

2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+Mo+V>2.20···(2)

此處，式(2)中的元素符號代入對應元素的含量(質量％)。

定義為fn2＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+Mo+V。fn2內(nèi)的各元素均提高鋼的淬透性。因此，fn2為碳氮共滲軸承用鋼的淬透性及碳氮共滲軸承部件的強度的指標。

fn2為2.20以下時，鋼的淬透性過低。此時，碳氮共滲軸承部件的芯部的硬度降低、碳氮共滲軸承部件的強度降低。因此，fn2超過2.20。此時，碳氮共滲軸承部件的強度充分提高。fn2的優(yōu)選下限為2.70、進一步優(yōu)選為3.20。

[制造方法]

將上述的碳氮共滲軸承用鋼的制造方法、及使用該碳氮共滲軸承用鋼制造的碳氮共滲軸承部件的制造方法的一個例子進行說明。

[碳氮共滲軸承用鋼材的制造方法]

將具有上述的化學組成、且滿足式(1)及式(2)鋼水通過連續(xù)鑄造法制成鑄片。也可以通過鑄錠法將鋼水制成鑄錠(鋼錠)。將鑄片或鑄錠進行熱加工、制造鋼片(中小型坯)。例如，通過初軋將鑄片或鑄錠制成鋼片。將鋼片或鑄片進行熱加工，制造棒鋼或線材等的碳氮共滲軸承用鋼材。熱加工可以熱軋、也可以熱鍛(熱拔長等)。根據(jù)需要，可以對熱軋前的鋼片或鑄片實施均熱擴散處理。對制造的碳氮共滲軸承用鋼材，根據(jù)需要，可以實施正火處理、球狀化退火處理。通過以上的工序可制造碳氮共滲軸承用鋼材。

[碳氮共滲軸承部件的制造方法]

使用上述的碳氮共滲軸承用鋼制造碳氮共滲軸承部件。首先，將碳氮共滲軸承用鋼材加工成特定形狀來制造中間品。加工方法例如為熱鍛、機械加工。機械加工例如為切削加工。

對制造的中間品實施碳氮共滲淬火及回火，制造碳氮共滲軸承部件。碳氮共滲淬火在滲碳性氣體中含有氨氣的氣氛中，將中間品加熱至A₃相變點以上并保持后進行急冷。回火處理中，經(jīng)碳氮共滲淬火的中間品以100～500℃的溫度范圍內(nèi)保持特定時間。

碳氮共滲軸承部件的表面C濃度、表面N濃度及表面硬度通過控制碳氮共滲淬火、回火的條件來調(diào)節(jié)。具體而言，表面C濃度及表面N濃度通過控制碳氮共滲淬火時的氣氛中的碳勢及氨濃度等來調(diào)節(jié)。

具體而言，表面C濃度主要用碳氮共滲淬火的碳勢、加熱溫度、及保持時間來調(diào)節(jié)。碳勢越高、加熱溫度越高、保持時間越長，表面C濃度越高。另一方面，碳勢越低、加熱溫度越低、保持時間越短，表面C濃度越低。

表面N濃度主要用碳氮共滲淬火的氨濃度、加熱溫度、及保持時間來調(diào)節(jié)。氨濃度越高、加熱溫度越低、保持時間越長，表面N濃度越高。另一方面，氨濃度越低、加熱溫度越高、保持時間越短，表面N濃度越低。需要說明的是，表面N濃度增加時，殘留奧氏體大量地生成，表面硬度降低。

表面硬度與表面C濃度及表面N濃度相關。具體而言，表面C濃度及表面N濃度變高時，表面硬度也變高。另一方面，表面C濃度及表面N濃度變低時，表面硬度也降低。但是，表面N濃度過高時，殘留奧氏體導致表面硬度降低。

通過碳氮共滲淬火而上升的表面硬度能夠通過回火降低?；鼗饻囟雀?、回火溫度下的保持時間長時，表面硬度降低?；鼗饻囟鹊汀⒒鼗饻囟认碌谋３謺r間短時，能夠維持表面硬度高。

碳氮共滲淬火的優(yōu)選條件如下所示。

氣氛中的碳勢CP：0.7～1.4

氣氛中的碳勢CP過低時，碳氮共滲軸承部件的表面的C濃度不足0.7％。此時，不能使充分量的碳氮化物分散、耐磨耗性降低。另一方面，碳勢CP過高時，表面的C濃度超過1.2％。此時，粗大的碳氮化物等殘留，因此表面起點剝離壽命降低。因此，碳勢CP為0.7～1.4。

氣氛中的氨相對于滲碳改性氣體流量的濃度：1～6％

氣氛中的氨相對于滲碳改性氣體流量的濃度過低時，碳氮共滲軸承部件的表面的N濃度不足0.15％。此時，不能使充分量的碳氮化物分散、耐磨耗性降低。另一方面，氨濃度過高時，表面N濃度超過0.6％。此時，粗大的碳氮化物殘留，因此表面起點剝離壽命降低。因此，氨濃度為1～6％。

碳氮共滲時的保持溫度(碳氮共滲溫度)：830～930℃

碳氮共滲溫度下的保持時間：3小時以上

碳氮共滲溫度過低時，C及N的擴散速度變慢。此時，得到特定的熱處理性狀所需的處理時間變長，生產(chǎn)成本增大。另一方面，碳氮共滲溫度過高時，氣氛中的氨分解，侵入至鋼材的N量減少，并且侵入的C及N在鋼材基質中的固溶量增加。此時，不能使充分量的碳氮化物分散、耐磨耗性降低。因此，碳氮共滲溫度為830～930℃。

對于碳氮共滲溫度下的保持時間，為了在鋼表面確保充分的C濃度及N濃度，設為3小時以上。需要說明的是，保持時間越長，C及N向鋼中擴散。因此，保持時間根據(jù)需要延長即可。

淬火溫度：830～930℃

淬火溫度下的保持時間：1小時以內(nèi)

淬火溫度越低，不能使充分的C固溶在鋼中，鋼的硬度降低。另一方面，淬火溫度過高時，容易結晶粒粗大化、粗大的碳氮化物沿晶界析出。此時，作為滾動軸承的功能降低。因此，淬火溫度為830～930℃。

對于淬火溫度下的保持時間，是使中間品全體達到特定的淬火溫度所需的時間以上即可。但是，淬火溫度下的保持時間超過1小時時，結晶粒粗大化。因此，淬火溫度下的保持時間為1小時以內(nèi)。

回火的優(yōu)選條件如下所示。

回火溫度：150～200℃

回火溫度下的保持時間：0.5～4小時

回火溫度過低時，得不到充分的韌性。另一方面，回火溫度過高時，表面硬度降低、碳氮共滲軸承部件的耐磨耗性降低。因此，回火溫度為150～200℃。

回火溫度下的保持時間過短時，得不到充分的韌性。另一方面，保持時間過長時，表面硬度降低、碳氮共滲軸承部件的耐磨耗性降低。因此，回火溫度下的保持時間為0.5～4小時。

[碳氮共滲軸承部件的表面的C濃度、N濃度及洛氏C硬度]

以上的制造工序制造的碳氮共滲軸承部件的表面的C濃度、N濃度及洛氏C硬度HRC如下所示。

表面的C濃度：以質量％計0.7～1.2％

通過以上述條件進行碳氮共滲淬火及回火而制造的碳氮共滲軸承部件的表面的C濃度為0.7～1.2％。表面的C濃度過低時，表面硬度變得過低、耐磨耗性降低。另一方面，表面的C濃度過高時，粗大的碳氮化物等殘留，因此表面起點剝離壽命降低。表面的C濃度為0.7～1.2％時，耐磨耗性及表面起點剝離壽命優(yōu)異。表面的C濃度的優(yōu)選下限為0.75％、進一步優(yōu)選為0.80％。表面的C濃度的優(yōu)選上限為1.1％、進一步優(yōu)選為1.05％、更優(yōu)選為1.00％。

表面的N濃度：以質量％計為0.15～0.6％

通過碳氮共滲淬火及回火制造的碳氮共滲軸承部件的表面的N濃度為0.15～0.6％。表面的N濃度過低時，碳氮共滲淬火后的殘留奧氏體量過少、還抑制微細的碳氮化物的生成，因此耐磨耗性降低。另一方面，表面的N濃度過高時，殘留奧氏體過量地大量產(chǎn)生。此時，碳氮共滲軸承部件的表面的硬度降低，因此強度及表面起點剝離壽命反而降低。表面的N濃度為0.15～0.6％時，耐磨耗性及表面起點剝離壽命優(yōu)異。表面的N濃度的優(yōu)選下限為0.18％、進一步優(yōu)選為0.20％。表面的N濃度的優(yōu)選上限為0.58％、進一步優(yōu)選為0.56％、進一步優(yōu)選為0.54％。

表面的C濃度及N濃度以下述方法測定。使用電子射線顯微分析儀(EPMA)，在滲碳軸承部件的任意的表面位置，從表面至100μm深度為止，以1.0μm為間距測定C濃度及N濃度。測定的C濃度的平均值定義為表面C濃度(質量％)。同樣地，測定的N濃度的平均值定義為表面N濃度(質量％)。

表面的洛氏C硬度HRC：58～65

碳氮共滲軸承部件的表面的洛氏C硬度HRC為58～65。表面的洛氏C硬度HRC不足58時，耐磨耗性降低、進而表面起點剝離壽命也降低。另一方面，表面的洛氏C硬度超過65時，出現(xiàn)微小的龜裂的情況下的進展敏感性提高，表面起點剝離壽命反而降低。表面的洛氏C硬度為58～65時，得到優(yōu)異的耐磨耗性及優(yōu)異的表面起點剝離壽命。表面的洛氏C硬度的優(yōu)選下限為58.5、進一步優(yōu)選為59.0。表面的洛氏C硬度的優(yōu)選上限為64.5、進一步優(yōu)選為64.3。

碳氮共滲軸承部件的洛氏C硬度HRC以下述方法測定。碳氮共滲軸承部件的表面中選定任意4處測定位置。選定的4處測定位置中，基于JIS Z2245(2011)，實施使用了C標尺的洛氏硬度試驗。將所得的洛氏C硬度HRC的平均值定義為表面的洛氏C硬度HRC。

通過以上的制造工序制造上述的碳氮共滲軸承用鋼及碳氮共滲軸承部件。以下，通過實施例將本發(fā)明更具體地進行說明。

實施例

使用轉爐制造具有表1所示的各種化學組成的鋼水。

[表1]

表1中的空欄表示不有意含有元素(即，含量為雜質水平，實際為0％)。將鋼水進行連續(xù)鑄造制造大鋼坯(bloom)。將大鋼坯初軋制造具有160mm×160mm的矩形橫截面的中小型坯(billet)。將中小型坯熱軋制造直徑60mm的棒鋼。

將直徑60mm的棒鋼的一部分切斷。對切斷部分實施熱拔長制造直徑30mm的棒鋼。對制造的直徑30mm的棒鋼實施正火處理。具體而言，將直徑30mm的棒鋼以920℃保持1小時后、進行空冷。

對直徑60mm的棒鋼、及正火處理后的直徑30mm的棒鋼實施球狀化退火處理。具體而言，對各棒鋼以760℃保持4小時，之后，以15℃/小時冷卻至600℃，之后，空冷至常溫。

[評價試驗]

將球狀化退火處理后的棒鋼制成碳氮共滲軸承用的鋼材，評價各鋼材的淬透性、韌性、耐磨耗性、及表面起點剝離壽命。

[淬透性評價試驗]

將淬透性評價試驗以下述方法實施。從直徑30mm的棒鋼通過機械加工制作有凸緣部的直徑25mm、長度100mm的頂端淬火試驗片。對各試驗編號的試驗片基于JIS G0561(2011)實施頂端淬火試驗。試驗后，以距水冷端11mm位置的硬度J11來評價淬透性。對于可用于大型的碳氮共滲軸承部件的軸承用鋼材，要求硬度J11以洛氏C硬度HRC計為32以上。因此，淬透性試驗中，硬度J11為32以上的情況下判斷為淬透性高(表2中以“○”標記表示)、硬度J11不足32的情況下判斷為淬透性低(表2中以“×”標記表示)。

[表2]

[韌性評價試驗]

將韌性評價試驗以下述方法實施。對各試驗編號的直徑30mm的棒鋼實施圖1所示的溫度記錄圖的淬火及回火。參照圖1，淬火處理中，淬火溫度設為900℃、保持時間設為6小時。將保持時間經(jīng)過后的棒鋼進行油冷(圖中記載為“OQ”)?；鼗鹛幚碇校鼗饻囟仍O為180℃、保持時間設為2小時。將保持時間經(jīng)過后的棒鋼進行空冷(圖中記載為“AC”)。

從實施了上述淬火及回火的棒鋼采取具有V型切口的夏比試驗片。使用夏比試驗片，基于JIS Z2242(2009)在室溫下進行夏比試驗。將通過試驗得到的吸收能量除以切口部的原截面積(試驗前的試驗片的切口部的截面積)求出沖擊值vE₂₀(J/cm²)。

進而，從實施了上述淬火及回火的棒鋼采取棒狀4號拉伸試驗片。使用該試驗片，基于JIS Z2241(2011)在大氣中、室溫下進行拉伸試驗，求出0.2％耐力σy(MPa)。

使用得到的夏比沖擊值vE₂₀(J/cm²)和0.2％耐力σy(MPa)，將韌性的評價指標Index使用下式求出。

Index＝σy×(vE₂₀)^0.1

為了在大型的碳氮共滲軸承部件中使用軸承用鋼材，要求上述Index為950以上。因此，韌性評價試驗中，Index為950以上的情況下判斷為韌性優(yōu)異(表2中以“○”標記表示)。另一方面，Index不足950的情況下判斷為韌性低(表2中以“×”標記表示)。

[耐磨耗性評價試驗]

碳氮共滲軸承部件的耐磨耗性評價試驗按以下方法實施。從直徑30mm的棒鋼制作圖2所示的小輥試驗片的中間品。圖2為示出小輥試驗片的中間品的一部分截面的側面圖及橫截面圖。圖2中的數(shù)值表示中間品的各部位的尺寸(mm)。

對中間品實施碳氮共滲淬火及回火，制作模擬碳氮共滲軸承部件的小輥試驗片。此時，以小輥試驗片的表面C濃度變?yōu)?.80％、表面N濃度變?yōu)?.30％、表面硬度變?yōu)槁迨螩硬度HRC為60的方式調(diào)節(jié)碳氮共滲淬火及回火的條件。具體而言，碳氮共滲淬火處理以表3所示的碳勢CP、氣氛中的氨相對于滲碳改性氣體的濃度、加熱溫度(本實施例中加熱溫度＝碳氮共滲處理溫度＝淬火溫度)及保持時間(＝碳氮共滲處理溫度下的保持時間+淬火溫度下的保持時間)來實施，冷卻方法設為油冷。回火處理以表2所示的回火溫度及保持時間實施，保持時間經(jīng)過后進行空冷。對碳氮共滲淬火及回火后的中間品實施精加工(切削加工)，制成圖3所示的形狀的小輥試驗片。

[表3]

表3

作為耐磨耗性評價試驗，使用小輥試驗片實施輥點蝕試驗(2圓桶滾動疲勞試驗)。輥點蝕試驗中，與小輥試驗片一同準備直徑150mm的圓板狀的大輥試驗片。大輥試驗片的素材相當于JIS G4805(2008)中規(guī)定的高碳鉻軸承鋼材SUJ2。使大輥試驗片的圓周面與小輥試驗片的直徑26.0mm的部分(以下，稱為試驗部)的表面接觸，實施輥點蝕試驗。

輥點蝕試驗的條件如下所示。潤滑環(huán)境下的小輥試驗片與大輥試驗片的面壓設為3.0GPa。小輥試驗片的轉速設為1500rpm、打滑率設為40％。重復次數(shù)直至2×10⁷次為止實施試驗。

試驗后，測定小輥試驗片的試驗部的滑動部分的軸向的粗糙度。具體而言，滑動部中，相對于圓周方向以90°間隔測定4處的粗糙度輪廓。上述4處的粗糙度輪廓的最大深度定義為磨耗深度，將這些4處磨耗深度的平均值定義為平均磨耗深度(μm)。平均磨耗深度為10μm以下時，判斷為耐磨耗性優(yōu)異(表2中以“○”標記表示)。另一方面，平均磨耗深度超過10μm的情況下，判斷為耐磨耗性低(表2中以“×”標記表示)。

[表面硬度]

試驗后的小輥試驗片的試驗部的表面中，滑動部分以外的區(qū)域(以下，稱為未滑動部分)中，相對于圓周方向以90°間隔選定4處測定位置。選定的4處測定位置中，基于JIS Z2245(2011)使用C標尺實施洛氏硬度試驗。各測定處的洛氏C硬度HRC的平均值定義為表面的洛氏C硬度HRC。

[表面C濃度及表面N濃度]

將小輥試驗片的試驗部的未滑動部分相對于軸向垂直地切斷。采取包含含有未滑動部的切截面的試驗片，對切截面進行包埋拋光。之后，使用電子射線顯微分析儀(EPMA)，從未滑動部分的表面至10μm深度為止以0.1μm間隔測定C濃度及N濃度。測定的值的平均值定義為表面C濃度(質量％)及表面N濃度(質量％)。

[表面起點剝離壽命評價試驗]

表面起點剝離壽命評價試驗按以下方法實施。從直徑60mm的棒鋼切片采取直徑60mm、厚度5.5mm的圓板狀的粗試驗片。粗試驗片的厚度(5.5mm)相當于棒鋼的長度方向。

對粗試驗片實施碳氮共滲淬火及回火，制造模擬碳氮共滲軸承部件的試驗片。此時，以各試驗片的表面C濃度變?yōu)?.80％、表面N濃度變?yōu)?.30％、及表面洛氏C硬度HRC變?yōu)?0的方式以上述表3所示的條件實施碳氮共滲淬火及回火。對所得的試驗片的表面進行拋光加工制成滾動疲勞試驗片。

使用推力型的滾動疲勞試驗機實施滾動疲勞試驗。試驗時的最大接觸面壓設為5.2GPa、循環(huán)速度設為1800cpm(轉/分鐘，cycle per minute)。試驗時使用的潤滑油中，作為異物而混入維氏硬度為750(Hv)、粒度分級為100～180μm的高速度鋼氣霧化粉。氣霧化粉的混入量相對于潤滑油設為0.02％。作為試驗時使用的鋼球，使用JIS G4805(2008)中規(guī)定的SUJ2的調(diào)質材料。

滾動疲勞試驗結果在威布爾概率紙上描點繪圖，顯示10％破損概率的L10壽命定義為“表面起點剝離壽命”。在異物混入之類的嚴苛使用環(huán)境下(本試驗)，L10壽命為7.0×10⁵以上時，判斷為表面起點剝離壽命優(yōu)異(表2中以“○”標記表示)。另一方面，L10壽命不足7.0×10⁵時，判斷為表面起點剝離壽命短(表2中以“×”標記表示)。

[試驗結果]

表2示出試驗結果。參照表2，試驗編號1～7的軸承用鋼材的化學組成是適宜的，且滿足式(1)及式(2)。因此，這些試驗編號的鋼材的淬透性高、淬火及回火后的韌性也高。

進而，對試驗編號1～7的軸承用鋼材進行碳氮共滲淬火及回火而制造的碳氮共滲軸承部件的化學組成是適宜的、且滿足式(1)及式(2)，并且表面C濃度均為0.7～1.2％、表面N濃度均為0.15～0.6％、表面硬度HRC均為58～65內(nèi)。因此，顯示優(yōu)異的耐磨耗性及優(yōu)異的表面起點剝離壽命。

另一方面，試驗編號8的P含量過高。因此，淬火及回火后的韌性低。

試驗編號9的S含量過高。因此，L10壽命不足7.0×10⁵，滲碳軸承部件的表面起點剝離壽命低?？梢哉J為是因為生成粗大的硫化物。

試驗編號10的fn1過低。因此，平均磨耗深度超過10μm、滲碳軸承部件的耐磨耗性低。

試驗編號11中不含V。因此，平均磨耗深度超過10μm、滲碳軸承部件的耐磨耗性低。

試驗編號12中，Mo含量過低、V含量過高的結果，fn1過高。其結果，韌性及表面起點剝離壽命低。

試驗編號13中，V含量過高的結果，fn1過高。其結果，韌性及表面起點剝離壽命低。

試驗編號14中，fn2過低。其結果，硬度J11不足32、淬透性低。

試驗編號15中，Cr含量過低、Mo含量過低。其結果，平均磨耗深度超過10μm、滲碳軸承部件的耐磨耗性低。

試驗編號16中，fn1過高。其結果，Index不足950、韌性低。進而，L10壽命不足7.0×10⁵、滲碳軸承部件的表面起點剝離壽命低。

試驗編號17中，fn2過低。其結果，硬度J11不足32、淬透性低。

以上，說明本發(fā)明的實施方式。但是，上述的實施方式不過是用于實施本發(fā)明的示例。因此，本發(fā)明不限定于上述的實施方式，在不超出其主旨的范圍內(nèi)可以適宜變更上述的實施方式來實施。