CN105925880A - 轴承钢 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种轴承钢，尤其涉及一种用于轴承的钢合金，该合金具有包括以下的组成：从0.5wt.％至0.9wt.％的碳，从1.2wt.％至1.8wt.％的硅，从1.1wt.％至1.7wt.％的锰，从0.7wt.％至1.3wt.％的铬，从0.05wt.％至0.6wt.％的钼，可选地，从0wt.％至0.25wt.％的镍，从0wt.％至0.02wt.％的钒，从0wt.％至0.05wt.％的铝，从0wt.％至0.3wt.％的铜，从0wt.％至0.5wt.％的钴，从0wt.％至0.1wt.％的铌，从0wt.％至0.1wt.％的钽，从0ppm至150ppm的氮，从0ppm至50ppm的钙，伴有任何不可避免的杂质的余量的铁，其中钢合金具有包括贝氏体铁素体和残余奥氏体的微观结构，以及具有至少650HV的硬度(维氏硬度计)。

Description

轴承钢
技术领域
本发明总体涉及冶金领域。更具体地，本发明涉及可用于例如轴承的制造的钢合金和热处理钢合金的方法。
背景技术
轴承是允许在两个部件之间进行受约束的相对运动的装置。滚动元件轴承包括内滚道、外滚道和多个设置在其间的滚动元件(例如滚珠和/或辊)。为了长期的可靠性和性能，各个元件具有对滚动接触疲劳、磨损和蠕变的高抗性是重要的。
用于制造金属部件的常规技术包括热轧或热锻以形成条、棒、管或圈，然后进行软成型/机械加工以获得所需的部件。表面硬化工艺是熟知的用来局部增加成品部件或半成品部件的表面硬度以改善例如耐磨性和抗疲劳性。大量的表面或表层硬化工艺已知用于改善抗滚动接触疲劳性能。
表面硬化的替选是完全硬化。完全硬化的部件与表面硬化的部件的区别在于，在整个部件中的硬度是均匀的或者大体均匀的。与表面硬化的部件相比，完全硬化的部件制造上总体较便宜，因为例如它们避免了与渗碳关联的复杂热处理。
对于完全硬化的轴承钢部件，两个热处理方法是可用的：马氏体硬化或等温回火。诸如韧性、硬度、微观结构、残余奥氏体含量和尺寸稳定性的部件性能关联于或受影响于所采用的特定类型的热处理。
马氏体完全硬化工艺包括在低于马氏体开始温度的淬火之前对钢进行奥氏体化。该钢然后可以被低温回火以使微观结构稳定化。
贝氏体完全硬化工艺包括在高于马氏体开始温度的淬火之前对钢进行奥氏体化。在淬火之后，进行等温贝氏体转变。代替马氏体完全硬化，在钢中有时优选贝氏体完全硬化。这是因为贝氏体结构可具有优异的机械性能，例如韧性和抗裂纹扩展性。
贝氏体钢结构通过从190℃至500℃的中间温度下的奥氏体到贝氏体-铁素体的转变而产生。奥氏体的冷却导致包括铁素体、碳化物和残余奥氏体的微观结构。贝氏体本身包括含有碳化物颗粒的过饱和的铁素体的结构，碳化物颗粒的分散取决于成型温度。贝氏体的硬度通常在珠光体的硬度和马氏体的硬度之间的中间处。
被称为SP10的钢具有以下化学组成：Fe-0.8C-1.5Si-2Mn-1Al-1Cr-0.25Mo-1.5Co(以wt.％(重量％)计)。在贝氏体硬化(200℃，72小时)之后的奥氏体化导致精细的微观结构，该微观结构包括残余奥氏体和贝氏体铁素体。然而，该合金结构的硬度和尺寸稳定性对于轴承用途被认为太低。
本发明的目的是解决与现有技术相关的一些问题、或者对现有技术至少提供商业上有用的替选方案。
发明内容
本发明提供了一种用于轴承的钢合金，该合金具有包括以下的组成：
从0.5wt.％至0.9wt.％的碳，
从1.2wt.％至1.8wt.％的硅，
从1.1wt.％至1.7wt.％的锰，
从0.7wt.％至1.3wt.％的铬，
从0.05wt.％至0.6wt.％的钼，
可选地，
从0wt.％至0.25wt.％的镍，
从0wt.％至0.02wt.％的钒，
从0wt.％至0.05wt.％的铝，
从0wt.％至0.3wt.％的铜，
从0wt.％至0.5wt.％的钴，
从0wt.％至0.1wt.％的铌，
从0wt.％至0.1wt.％的钽，
从0ppm至150ppm的氮，
从0ppm至50ppm的钙，
余量的铁，伴有任何不可避免的杂质，其中钢合金具有包括贝氏体铁素体和残余奥氏体的微观结构，以及具有至少650HV的硬度(维氏硬度计)。
现进一步描述本发明。在下文中，更具体地限定了本发明的不同的方面。所限定的各个方面可以与任何其他方面或多个方面组合，除非清楚地反向指明。具体地，任何指出为优选的或有利的的特征都可以与指出为优选的或有利的任何其他特征或多个特征组合。
在本发明中，钢合金组合物包括从0.5wt.％至0.9wt.％的碳、优选地从0.6wt.％至0.8wt.％的碳，更优选地从0.6wt.％至0.7wt.％的碳，甚至更优选地从0.65wt.％至0.7wt.％的碳。与其他合金元素组合，这导致所需的精细贝氏体结构。碳用来降低能够形成贝氏体所在的温度，使得可以实现精细的结构。碳的存在会导致在奥氏体化期间滞留碳化物和/或碳氮化物，该碳化物和/或碳氮化物可充当奥氏体晶粒细化剂。当碳含量高于0.9wt.％时，微观结构的贝氏体铁素体部分的最大体积分数减小。当碳含量低于0.5wt.％时，合金具有较高的马氏体开始温度。
钢合金组合物包括从1.2wt.％至1.8wt.％的硅，更优选地从1.3wt.％至1.7wt.％的硅、更优选地从1.4wt.％至1.6wt.％的硅。与其它合金元素组合，这导致理想的精细贝氏体结构具有最小量的残余奥氏体。硅有助于抑制渗碳体的沉淀和碳化物形成。然而，太高的硅含量会导致不合需要的表面氧化物和差的表面光洁度。出于该原因，最大硅含量为1.8wt.％。
钢合金组合物包括从1.1wt.％至1.7wt.％的锰、更优选地从1.2wt.％至1.6wt.％的锰、更优选地从1.3wt.％至1.5wt.％的锰。锰用来增大奥氏体相对于铁素体的稳定性。然而，高于1.7wt.％的锰含量可能会增加残余奥氏体的数量并降低转化成贝氏体的比率。锰还用来改善淬透性。
钢组合物包括从0.7wt.％至1.3wt.％的铬、更优选地从0.8wt.％至1.2wt.％的铬、更优选地从0.9wt.％至1.1wt.％的铬。铬用来增加淬透性以及降低贝氏体开始温度。铬在耐腐蚀性方面也可以是有益的且可有助于抗结构性腐蚀。
钢组合物包括从0.05wt.％至0.6wt.％的钼、优选地从0.1wt.％至0.5wt.％的钼、更优选地从0.15wt.％至0.4wt.％的钼、甚至更优选地从0.2wt.％至0.3wt.％的钼。钼用来避免由于诸如杂质(例如，磷)带来的奥氏体晶界脆化。钼还用来增加淬透性以及降低贝氏体开始温度。合金中的钼含量优选地不大于约0.6wt.％，否则奥氏体至贝氏体铁素体的转变会过早停止，这可导致大量的奥氏体被滞留在结构中。
钢组合物可以可选地包括多达0.02wt.％的钒，例如从0.003wt.％至0.02wt.％的钒、优选地从0.003wt.％至0.01wt.％的钒、更优选地从0.004wt.％至0.008wt.％的钒、甚至更优选地从0.005wt.％至0.007wt.％的钒。钒形成碳化物(以及可选地氮化物和/或碳氮化物)，这对于实现用于轴承用途的良好的硬度是重要的。此外，钒可有助于防止在硬化期间任何可能的奥氏体晶粒过度生长。
钢组合物可以可选地包括多达0.25wt.％镍，例如从0.05wt.％至0.25wt.％的镍，优选地从0.08wt.％至0.2wt.％的镍。
钢组合物可以可选地包括多达0.3wt.％铜，例如从0.05wt.％至0.3wt.％的铜，优选地从0.1wt.％至0.2wt.％的铜。
钢组合物可以可选地包括多达0.05wt.％铝，例如从0.005wt.％至0.05wt.％的铝或者从0.01wt.％至0.03wt.％的铝。铝可改善轴承部件的本征韧性，这可能是由于其抑制碳化物的形成。铝还可充当脱氧剂。然而，铝的使用需要严格的钢生产控制以确保清洁度且这增大了加工成本。因此，通常，钢合金包括不大于0.05wt.％的铝。
钢合金可以不含钴。这意味着合金含有≤0.01wt.％的钴、优选地0wt.％的钴。可替选地，钢合金可以可选地包括多达0.5wt.％的钴，例如从0.01wt.％至0.1wt.％的钴。尽管钴鉴于成本而优选地被保持最少量，然而，小的钴含量可用来改善最终产品的硬度。然而，在本发明中，甚至在不含钴时，也可以实现高的硬度。因此，为了降低成本，合金组合物优选地不含有故意加入的钴。
在一些实施方式中，可以添加氮使得钢合金包括从50ppm至150ppm的氮，优选地从75ppm至100ppm的氮。氮的存在可有益于促进复合的氮化物和/或碳氮化物的形成。在其它实施方式中，不存在故意加入的氮。然而，由于在熔化期间暴露于大气，故合金可能必然仍包括多达50ppm的氮。
钢合金组合物可以可选地包括多达0.1wt.％的铌，优选地从0.001wt.％至0.05wt.％的铌、更优选地从0.001wt.％至0.03wt.％的铌；和/或可选地多达0.1wt.％的钽，优选地从0.001wt.％至0.05wt.％的钽。铌和钽可用来控制奥氏体晶粒尺寸。
如上文指出，钢组合物还可以可选地包括以下元素中的一种或多种：
从0wt.％至0.25wt.％的镍(例如0.05wt.％至0.2wt.％的镍)，
从0wt.％至0.3wt.％的铜(例如0.05wt.％至0.2wt.％的铜)，
从0wt.％至0.5wt.％的钴(例如0.01wt.％至0.1wt.％的钴)，
从0wt.％至0.05wt.％的铝(例如0.01wt.％至0.04wt.％的铝)，
从0wt.％至0.1wt.％的铌(例如0.025wt.％至0.05wt.％的铌)，
从0wt.％至0.1wt.％的钽(例如0.025wt.％至0.05wt.％的钽)，
从0ppm至150ppm的氮(例如50ppm至150ppm的氮)。
将可以理解，本发明所提及的钢合金可以含有不可避免的杂质，然而，在总体上，这些杂质不可能超过组合物的0.3wt.％。优选地，合金含有不可避免的杂质的量不超过组合物的0.1wt.％，更优选地不超过组合物的0.05wt.％。具体地，钢组合物还可以包括一种或多种杂质元素。杂质的非详尽的列表包括，例如：
从0wt.％至0.025wt.％的磷，
从0wt.％至0.015wt.％的硫，
从0wt.％至0.04wt.％的砷，
从0wt.％至0.075wt.％的锡，
从0wt.％至0.075wt.％的锑，
从0wt.％至0.002wt.％的铅，
从0wt.％至0.002wt.％的硼。
钢合金组合物优选地包括少量的硫或不含硫，例如从0wt.％至0.015wt.％的硫。
钢合金组合物优选地包括少量的磷或不含磷，例如从0wt.％至0.025wt.％的磷。
钢组合物优选地包括≤15ppm的氧。氧可以作为杂质存在。钢组合物优选地包括≤30ppm的钛。钛可以作为杂质存在。钢组合物优选地包括≤20ppm的硼。钢组合物优选地包括≤50ppm的钙。钙可以作为杂质存在。
钢合金组合物可以主要包括所提及的元素。因此，将可以理解，除了强制性的那些元素之外，其它非指定的元素可以存在于组合物中，条件是组合物的基本特征不因为它们存在而受实质影响。
根据本发明的钢合金优选地具有包括贝氏体和少量残余奥氏体的微观结构。微观结构还可包括少量的一种或多种碳化物、氮化物和/或碳氮化物。
钢合金可呈现高的硬度和/或尺寸稳定性。这意味着钢合金可有用地用于制造例如轴承部件，例如，内滚道或外滚道。钢合金通常为轴承钢合金。
更具体地，被热处理的钢合金的微观结构通常包括纳米结构的贝氏体铁素体和残余奥氏体。该微观结构通常基本上不含碳化物，然而可以存在少量的一种或多种碳化物、氮化物和/或碳氮化物。特别是如果需要混合的马氏体/贝氏体结构，则微观结构可以可选地含有一些回火马氏体。
具体地，微观结构典型地包括至少70vol.％(体积％)的贝氏体、更典型地至少80vol.％的贝氏体、甚至更典型地至少90vol.％的贝氏体(贝氏体-铁素体)。贝氏体优选地为下贝氏体以及优选地具有非常精细的结构。具体地，材料优选地具有微观结构，该微观结构包括小于200nm、典型地从10nm至100nm、更典型地从20nm至80nm的贝氏体-铁素体的片条。贝氏体-铁素体的片条典型地穿插有残余奥氏体。贝氏体典型地构成微观结构的至少60％(按体积计)、更典型地至少80％(按体积计)、甚至更典型地至少90％(按体积计)。
钢合金的微观结构优选地包括小于15vol.％的残余奥氏体、更优选地小于12vol.％的残余奥氏体、甚至更优选地小于10vol.％的残余奥氏体，例如5vol.％至10vol.％的残余奥氏体。低含量的残余奥氏体是有利的，这是因为其改善轴承部件的尺寸稳定性。
微观结构还可以含有少量的碳化物、氮化物和/或碳氮化物析出物，例如，纳米级析出物，典型地5nm至30nm的平均尺寸。任何这样的析出物典型地构成不大于微观结构的5vol％、更典型地不大于微观结构的3vol％，例如从0.5vol％至3vol％。
钢合金的结构可以通过常规的微结构表征技术来确定，例如，光学显微镜、TEM、SEM、AP-FIM、和X射线衍射，包括这些技术中的两种或多种的组合。
根据本发明的另一方面，提供了一种轴承部件，其包括如本文描述的钢合金。使用这种钢的轴承部件的示例包括滚动元件(例如，滚珠、圆柱或锥形的滚动元件)、内圈和外圈。本发明还提供了一种包括如本文描述的轴承部件的轴承。
参考作为举例提供的用于钢合金的合适的热处理，将进一步描述本发明。
组合物和微观结构导致用于轴承用途的良好机械性能，例如，可以实现681HV的硬度。
根据另一方面，提供了一种热处理钢合金的方法，该方法包括：
(i)提供一种钢合金组合物，该钢合金组合物包括：
从0.5wt.％至0.9wt.％的碳，
从1.2wt.％至1.8wt.％的硅，
从1.1wt.％至1.7wt.％的锰，
从0.7wt.％至1.3wt.％的铬，
从0.05wt.％至0.6wt.％的钼，
可选地，
从0wt.％至0.25wt.％的镍，
从0wt.％至0.02wt.％的钒，
从0wt.％至0.05wt.％的铝，
从0wt.％至0.3wt.％的铜，
从0wt.％至0.5wt.％的钴，
从0wt.％至0.1wt.％的铌，
从0wt.％至0.1wt.％的钽，
从0ppm至150ppm的氮，
从0ppm至50ppm的钙，
余量的铁，该余量的铁伴有任何不可避免的杂质；
(ii)将所述组合物加热至至少865℃的温度以至少部分地奥氏体化所述组合物；
(iii)使所述组合物淬火至第一温度T1，其中0.7Ms≤T1≤1.6Ms，Ms是奥氏体组合物的马氏体开始温度；以及
(iv)将所述组合物加热至低于所述奥氏体组合物的贝氏体开始温度Bs的第二温度T2。
本文所用的术语“马氏体开始温度”是指这样的温度：在该温度下，在冷却时开始从奥氏体至马氏体的转变。马氏体开始温度典型地用Ms表示。
本文所用的术语“贝氏体开始温度”是指这样的最高温度：在该温度下，通过位移型转变可以转变铁素体。贝氏体开始温度典型地用Bs表示。
得到的合金呈现出高的硬度和/或尺寸稳定性。这意味着其可以有用地用于制造例如轴承部件，例如，内滚道、外滚道或滚动元件。
在本发明的所有实施方式中，在本发明的第一方面中描述的钢合金组合物等同地可应用于本发明的该另一方面。
如上文指出，得到的钢合金的微观结构典型地包括纳米结构的贝氏体铁素体和残余奥氏体。本发明的方法的步骤(iii)和步骤(iv)典型地导致贝氏体转变。该贝氏体转变典型地在小于300℃、更典型地小于280℃的温度下进行。低转变温度的一个结果是贝氏体-铁素体的片条是非常精细的。具体地，材料优选地具有微观结构，该微观结构包括小于200nm、典型地从10nm至100nm、更典型地从10nm至80nm的贝氏体-铁素体的片条。
在步骤(i)至步骤(iii)之后，钢合金组合物被加热到低于奥氏体组合物的贝氏体开始温度Bs的第二温度T2。该加热步骤(iv)导致贝氏体转变动力学的加速。作为该加速的结果，对于在温度下的相同转变时间，最终的钢合金典型地含有少量的残余奥氏体。这导致增大的强度和硬度，以及较好的尺寸稳定性。当钢合金为轴承部件的形式时(其在暖温至高温下操作，典型地80℃和高于80℃)，该尺寸稳定性是重要的。残余奥氏体的量典型地小于15vol.％、更典型地小于12vol.％、甚至更典型地小于10vol％。在一个实施方式中，残余奥氏体的量为约8vol％。
此外，对于在最终的合金结构中的给定残余奥氏体含量，贝氏体转变动力学的加速可导致较短的转变时间。例如，与常规的热处理(例如，在200℃下加热持续72小时之后的奥氏体化)对比，本发明的方法的总体贝氏体转变时间可减少至少12小时。这可导致显著的节省成本和时间。
在步骤(ii)中，组合物被加热到至少865℃的温度以至少部分地奥氏体化所述组合物。在典型的实施方式中，组合物可加热至从865℃至900℃、更典型地从870℃至880℃的温度。组合物典型地保持在这样的温度下持续至少50分钟、典型地50分钟至100分钟。该步骤是重要的，以便实现所需的精细的具有低含量残余奥氏体的贝氏体微观结构。
在一个实施方式中，T1高于马氏体开始温度。这可导致残留奥氏体的变形，即，内部应力的诱导。在随后的步骤(iv)期间，贝氏体转变可以被大幅加速。因此，与在200℃下加热72小时的常规贝氏体转变步骤相比，本文描述的方法的总的贝氏体转变时间可以被特别地缩短。
在该实施方式中，T1优选地从190℃至210℃、更优选地约200℃。该温度适用于使残余奥氏体变形以及充分确保足够精细的贝氏体结构。
在该实施方式中，在步骤(iii)期间，组合物被保持在T1下持续至少5小时，优选地从12小时至36小时，更优选地从12小时至24小时，甚至更优选地从12小时至16小时。鉴于成本，该组合物在T1下被保持的时间优选地被最小化。在T1下保持该组合物持续至少5小时、优选地至少12小时，会特别地导致有利水平的残余奥氏体变形。
在替选的实施方式中，T1低于马氏体开始温度。这会导致在最终的钢合金中存在少量的马氏体，由此增大强度和硬度。此外，马氏体转变会导致奥氏体变形的增大。由于马氏体转变是瞬时的，因此不必在T1下保持合金组合物持续长的时段。因此，组合物典型地在T1下保持持续小于30分钟，优选地约15分钟或更少。在该实施方式中，得到的钢合金的微观结构优选地包括从10vol％至50vol％的马氏体、更优选地从15vol％至40vol％的马氏体，余量为贝氏体铁素体和残余奥氏体。
在其上限处的T2可以恰好低于贝氏体开始温度。T2优选地为比所述贝氏体开始温度低50℃至150℃、更优选地比所述贝氏体开始温度低90℃至110℃。T2优选地为从200℃至280℃、更优选地从210℃至260℃、甚至更优选地约250℃。较低的温度会导致在得到的钢合金的残余奥氏体含量上仅减少最小量。鉴于成本和所获得的较弱的结构，优选地避免较高的温度。应该注意的是，对应于第二转变步骤的贝氏体开始温度可能会随着奥氏体在第一贝氏体转变步骤期间变得富含碳而改变。
在步骤(iv)中，组合物典型地被等温加热。
该方法还可包括：(v)将组合物冷却至室温。
优选地，该方法还包括：(vi)将组合物冷却至小于0℃的温度。这会降低得到的钢合金的奥氏体含量，由此增大其强度、硬度和尺寸稳定性。
优选地该方法还包括：(vii)在从100℃至200℃的温度下回火至少1小时。该回火可用来降低在得到的钢合金中裂纹的发生率。优选地，在步骤(vi)之后进行该回火。在优选的实施方式中，该组合物伴随在回火步骤之间的凝固(步骤(vi))被两次或三次回火。当进行步骤(vi)和步骤(vii)两者时，钢合金组合物典型地允许在随后的凝固之前被冷却至室温。此外，最终回火步骤之后典型地是空气冷却至室温。
该方法优选地还包括：(viii)使钢合金经受表面修整技术。硬化的轴承钢部件可以可选地被抛光，尤其是滚道，随后是回火和空气冷却。然后，轴承钢部件通过硬态车削和/或磨削操作(例如，研磨和珩磨)被修整。
抛光和回火操作可导致受影响的区域的屈服强度，以急剧增加在硬度上的明显改善、压缩残余应力和更好的抗滚动接触疲劳性。
钢合金组合物可以是轴承钢合金。钢合金可以为轴承部件的形式，优选地为滚动元件、内圈和外圈中的至少一者。
在另一方面中，本发明提供了根据本发明的方法所制造的钢合金或轴承部件。
附图说明
参考以下非限制性附图，作为示例，现在将进一步描述本发明，其中：
图1是膨胀计测量的长度变化与温度的曲线图(奥氏体化温度860℃/20分钟)；
图2是膨胀计测量的长度变化与温度的曲线图(奥氏体化温度870℃/50分钟)；
图3是膨胀计测量的长度变化与时间的曲线图(奥氏体化温度870℃/50分钟)；
图4是电子显微图，其示出具有少量(约8vol.％)残余奥氏体的精细贝氏体微观结构。
具体实施方式
实施例
参考以下非限制性实施例，现进一步描述本发明。
具有化学组成0.67C-1.53Si-1.42Mn-1Cr-0.12Ni-0.25Mo-0.13Cu-0.006V-0.028Al(以wt％(重量％)计)的钢用于目前产品。余量由伴有任何不可避免的杂质的铁制成。
在完全的退火热处理以软化用于改善的机械加工性的结构之后，钢在870℃下(在膨胀计中)被奥氏体化且在该温度下浸渍持续50分钟。此后，样品用氮气被气淬至200℃的温度，然后在该温度下保持72小时直到贝氏体转变已经停止。最后，使样品冷却至室温。
870℃下奥氏体化持续50分钟对于确保奥氏体基体的马氏体开始温度，即MS温度，被降低至足够低于预期的贝氏体转变温度是至关重要的。首先，在淬火的条件下，在860℃下保持类似的样品20分钟导致约200℃的实验测量温度MS温度(参见图1)。作为对照，如图2中所示，针对870℃下奥氏体化的样品，在贝氏体转变之前，测出的膨胀计曲线中没有观测到表示马氏体转变的膨胀(圆圈标记处)。在图3中可以更清楚地看到贝氏体转变阶段。
图4示出典型地精细的贝氏体结构，其根据对该示例中的合金进行特定热处理而获得。X射线测量结果表明仅存在约8vol.％的残余奥氏体。
非常精细的贝氏体结构导致非常高的韧性和硬度。在贝氏体-硬化的结构中的低含量的残余奥氏体导致改善的尺寸稳定性。
在热处理之后进行的硬度测量得到681HV的硬度(3个测量值的平均值)。这比先前热处理的合金高约50HV。
硬度上的该差值等于约2HRC(洛氏硬度)的增量。至少59HRC的合金硬度超过对于轴承用途最小所需的58HRC。
前述具体实施方式已经通过解释和例证提供，且不旨在限制所附的权利要求书的范围。在本发明例证的优选实施方式中的多个变化对于本领域的技术人员将是明显的，并且仍然在所附的权利要求书和它们的等同物的范围内。

Claims (30)

1.一种热处理钢合金的方法，所述方法包括：
(i)提供钢合金组合物，该钢合金组合物包括：
从0.5wt.％至0.9wt.％的碳，
从1.2wt.％至1.8wt.％的硅，
从1.1wt.％至1.7wt.％的锰，
从0.7wt.％至1.3wt.％的铬，
从0.05wt.％至0.6wt.％的钼，
从0wt.％至0.25wt.％的镍，
从0wt.％至0.02wt.％的钒，
从0wt.％至0.05wt.％的铝，
从0wt.％至0.3wt.％的铜，
从0wt.％至0.5wt.％的钴，
从0wt.％至0.1wt.％的铌，
从0wt.％至0.1wt.％的钽，
从0ppm至150ppm的氮，
从0ppm至50ppm的钙，
余量的铁，所述余量的铁伴有任何不可避免的杂质；
(ii)将所述组合物加热至至少865℃的温度以至少部分地奥氏体化所述组合物；
(iii)使所述组合物淬火至第一温度T1，其中0.7Ms≤T1≤1.6Ms，Ms是奥氏体组合物的马氏体开始温度；以及
(iv)将所述组合物加热至低于所述奥氏体组合物的贝氏体开始温度Bs的第二温度T2。
2.如权利要求1所述的方法，其中T1高于所述马氏体开始温度。
3.如权利要求1或2所述的方法，其中T1为从190℃至210℃，优选地约200℃。
4.如权利要求1至3中任一项所述的方法，其中在步骤(iii)期间，所述组合物被保持在T1下持续至少5小时，优选地从12小时至36小时，更优选地从12小时至24小时，甚至更优选地从12小时至16小时。
5.如权利要求1所述的方法，其中T1低于所述马氏体开始温度MS。
6.如权利要求1至5中任一项所述的方法，其中T2比所述贝氏体开始温度低50℃至150℃、优选地比所述贝氏体开始温度低90℃至110℃。
7.如权利要求1至6中任一项所述的方法，其中T2为从220℃至280℃、优选地从240℃至260℃、更优选地约250℃。
8.如权利要求1至7中任一项所述的方法，其中在从865℃至950℃、优选地从865℃至900℃、更优选地从870℃至880℃的温度下，进行步骤(ii)。
9.如权利要求1至8中任一项所述的方法，其中进行步骤(ii)的持续时间为至少30分钟、优选地至少40分钟、更优选地至少50分钟。
10.如权利要求1至9中任一项所述的方法，其中在步骤(iv)期间，所述组合物被等温加热。
11.如权利要求1至10中任一项所述的方法，还包括：
(v)将所述组合物冷却至室温。
12.如权利要求1至11中任一项所述的方法，还包括：
(vi)将所述组合物冷却至低于0℃的温度。
13.如权利要求1至12中任一项所述的方法，还包括：
(vii)在从100℃至200℃的温度下回火至少1小时。
14.如权利要求1至13中任一项所述的方法，还包括：
(viii)使所述钢合金经受表面修整技术。
15.如权利要求1至14中任一项所述的方法，还包括使所述钢合金成型为轴承部件、优选为轴承的滚动元件、内圈或外圈。
16.如权利要求1至15中任一项所述的方法，其中所述合金包括从0.6wt.％至0.8wt.％的碳，更优选地从0.65wt.％至0.7wt.％的碳。
17.如权利要求1至16中任一项所述的方法，其中所述合金包括从1.3wt.％至1.7wt.％的硅，更优选地从1.4wt.％至1.6wt.％的硅。
18.如权利要求1至17中任一项所述的方法，其中所述合金包括从1.2wt.％至1.6wt.％的锰，更优选地从1.3wt.％至1.5wt.％的锰。
19.如权利要求1至18中任一项所述的方法，其中所述合金包括从0.8wt.％至1.2wt.％的铬，更优选地从0.9wt.％至1.1wt.％的铬。
20.如权利要求1至19中任一项所述的方法，其中所述合金包括从0.07wt.％至0.4wt.％的钼，更优选地0.1wt.％至0.3wt.％的钼。
21.如权利要求1至20中任一项所述的方法，其中所述合金包括从0.003wt.％至0.02wt.％的钒，优选地从0.004wt.％至0.01wt.％的钒。
22.如权利要求1至21中任一项所述的方法，其中所述合金包括从0.05wt.％至0.25wt.％的镍，优选地从0.08wt.％至0.2wt.％的镍。
23.如权利要求1至22中任一项所述的方法，其中所述合金包括从0.05wt.％至0.3wt.％的铜，优选地从0.1wt.％至0.2wt.％的铜。
24.如权利要求1至23中任一项所述的方法，其中所述合金包括从0.005wt.％至0.05wt.％的铝，优选地从0.01wt.％至0.03wt.％的铝。
25.如权利要求1至24中任一项所述的方法，其中所述合金包括从50ppm至150ppm的氮，优选地从75ppm至125ppm的氮。
26.如权利要求1至25中任一项所述的方法，其中热处理后的合金具有包括纳米结构的贝氏体铁素体和残余奥氏体的微观结构。
27.如权利要求26所述的方法，其中所述合金包括至少80vol.％的贝氏体、优选地至少85vol.％的贝氏体、更优选地至少90vol.％的贝氏体。
28.如权利要求26或27所述的方法，其中所述合金包括小于15vol.％的残余奥氏体、优选地小于12vol.％的残余奥氏体、更优选地小于10vol.％的残余奥氏体。
29.如权利要求26至28中任一项所述的方法，其中所述微观结构包括小于200nm、优选地从10nm至100nm、更优选地从20nm至80nm的贝氏体-铁素体的片条。
30.如权利要求26至29中任一项所述的方法，其中所述合金具有的硬度(维氏硬度计)为至少650HV、优选地至少660HV、更优选地至少670HV。
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