高频淬火用钢材的制作方法

高频淬火用钢材的制作方法
【专利摘要】本发明的一个方式的高频淬火用钢材的化学成分含有规定量的合金元素，剩余部分包含Fe及杂质，Al×N为0.000330～0.000825，Mn/S为4.6～14.0，切削性指数M为15.5～25.65，在直径的1/4的部位，当量圆直径超过200nm的AlN的面积率是当量圆直径为40nm以上的全部AlN的面积率的20％以下，在直径的1/4的部位，最大直径为0.3μm以上且10μm以下的Mn硫化物系夹杂物的个数密度为100个/mm2以上且2500个/mm2以下。
【专利说明】
高频淬火用钢材
技术领域
[0001] 本发明涉及切削性优异的高频淬火用钢材，特别是涉及用于汽车、建筑机械、农业 机械、发电用风车、其它的产业机械等中使用的动力传递部件(例如齿轮、轴承、CVT滑轮及 轴等)的能够适宜地应用高频淬火的钢。
[0002] 本申请基于2014年2月24日在日本申请的特愿2014-033352号主张优先权，将其内 容援引于此。
【背景技术】
[0003] 以往，齿轮等动力传递部件大多实施表面硬化处理后被使用。作为表面硬化法，采 用渗碳、氮化及高频淬火等。其中，"渗碳"是以通过维持材料的中心部的韧性、且仅将材料 的表层高碳化而使其硬化为目的的方法。渗碳处理主要以提高疲劳强度为目的，应用于齿 轮、以及汽车用的CVT及CVJ的部件等材料。但是，目前主要采用的渗碳处理方法需要气体气 氛中的批量处理，该批量处理需要将部件温度在例如930°C附近保持数小时以上。因此，在 渗碳处理中耗费巨大的能量和成本。此外，在实际操作中，除了存在由于渗碳剂的处理等而 伴随环境的恶化的倾向等问题以外，还存在联机化困难的问题。
[0004] 因此，为了解决这些问题，进行了用于仅以高频淬火处理来得到所期望的强度特 性的研究。原因在于，高频淬火处理与渗碳处理相比表面硬化处理时间短，耗能少，因此对 于环境负荷的降低是非常有利的。但是，存在以下问题:为了通过高频淬火处理而得到需要 的表面硬度，必须提高供于高频淬火处理的钢(高频淬火用钢材)的C含量。在提高了钢的C 含量的情况下，高频淬火前的钢的切削性降低。
[0005] 作为进行渗碳来制造部件时使用的钢，使用C含量为0.18~0.23质量％的了13 SCr420或JIS SCM420等C含量为0.2%左右的所谓的表面渗碳硬化钢。使用该表面渗碳硬化 钢那样的C含量低的钢作为部件的材料的最大的理由是确保切削性。C含量低的表面渗碳硬 化钢的硬度低，因此，该表面渗碳硬化钢的切削性高。因此，在将包含渗碳工序的制造方法 应用于表面渗碳硬化钢时，能够在渗碳前容易地进行形状加工，在渗碳后表面硬度变高，可 得到高强度的部件。
[0006] 但是，对于高频淬火的部件来说，为了得到适当的表面硬度，必须使钢自身的C含 量至少为0.4%以上。这种情况下，切削前的钢的硬度变高，切削性会发生劣化。为了将渗碳 用高频淬火来代替，需要即使C含量增加而钢变硬、切削性也良好的钢。即，可以说:在尝试 使用高频淬火来制造以往使用渗碳制造的部件时，最大的课题为钢的切削性。
[0007] 关于高频淬火用钢材的现有技术如下所述。专利文献1中公开了一种钢，其是关于 高频淬火用钢材的发明，其中，将Si含量限制为0.50 %以下，将A1含量限制为0.10 %以下， 且在高频淬火前的组织中将马氏体的面积率控制在70%以上。根据该方法，高频淬火后的 钢的强度显著提高。但是，专利文献1的钢的高频淬火前的加工性、特别是切削性低。
[0008] 专利文献2提出了切削性优异的高频淬火用钢材。专利文献2公开了一种技术，其 中，通过适当控制铁素体、珠光体及贝氏体的面积率、将铁素体晶粒的平均长宽比和铁素体 晶粒的粒子间距离控制在特定的范围内、且必须添加特定量的A1和B，从而使切削性提高。 然而，专利文献2的钢由于铁素体的面积率少，所以内部硬度高。由于内部硬度在高频淬火 的前后没有发生变化，所以内部硬度高的钢是高频淬火前的切削加工时的硬度高的钢。对 于这样的硬度高的钢而言，由于在切削时产生工具的裂缝等折损的可能性高，所以认为专 利文献2中公开的钢能够应用的切削条件受到限制，有使生产率降低的情况。
[0009] 专利文献3中，提出了通过提高A1含量而使高频淬火用钢材的切削性提高的技术。 但是，在专利文献3中，没有进行发明钢的切削性与表面渗碳硬化钢的切削性的比较研究。 因此，采用专利文献3中公开的技术是否可以得到与表面渗碳硬化钢相同程度地良好的切 削性并不清楚。
[0010] 现有技术文献
[0011] 专利文献
[0012] 专利文献1:日本特开2007-131871号公报 [0013] 专利文献2:日本特开2012-219334号公报 [0014] 专利文献3:日本专利第4659139号公报 [0015]非专利文献
[0016]非专利文献1:"快削鋼(7)被削性C及材料因子(对快速切削钢的切削性的材 料因子)"家口浩、热处理41卷4号、P193
[0017]非专利文献2: "硫化物形態制御型快削鋼(7)被削性K及任卞硫化物形態(7)影響 (硫化物形态对硫化物形态控制型快速切削钢的切削性的影响)"速石正和等、CAMP-I SI J、 V〇1.15、（2002)、P583

【发明内容】

[0018] 发明所要解决的技术问题
[0019] 本发明的课题是改善上述记载的以往的发明的缺点，提供切削性优异、并且在高 频淬火后发挥高的表面硬度的高频淬火用钢材。特别地课题是提供适合用于将用于汽车、 建筑机械、农业机械、发电用风车、其它的产业机械等中使用的动力传递部件(例如齿轮、轴 承、CVT滑轮及轴等）的部件的制造工序中包含的渗碳处理转换成高频淬火处理的切削性优 异的高频淬火用钢材。
[0020] 用于解决技术问题的方法
[0021] 本发明人们为了解决上述课题而进行了深入研究。首先，特别是着眼于认为对切 削性给予的影响大的A1及S，进行了文献调查以及利用实验的研究。
[0022] 关于S，非专利文献1及非专利文献2中记载了下述(a)中所示的事项。此外，关于 A1，专利文献3中记载了下述(b)中所示的事项。
[0023] (a)通过使钢中含有S，从而钢的切削性提高。这是由于，在使钢中含有S时，可得到 通过在Mn硫化物系夹杂物（以下有时称为MnS夹杂物)与母相的界面产生的空隙在切削剪切 区域(通过切削而受到剪切变形的区域）中引起应力集中而使切削能量降低的效果。由于没 有观察到工具上的MnS夹杂物的附着的情况较多，所以认为通过含有S而产生的切削性提高 效果主要是通过空隙形成而带来的。
[0024]以下说明MnS夹杂物的大小对切削性给予的影响。通常，MnS夹杂物的平均粒径变 得越大，以称作VL1000的指标表示的切削性越发提高。认为原因在于，MnS夹杂物越大，在切 削剪切区域内在MnS夹杂物与母相的界面生成的空隙变得越容易生成。
[0025] (b)当A1在钢中以固溶状态存在时，在切削中，固溶A1与氧发生反应而在工具上形 成硬质的A1氧化物的覆膜，该覆膜抑制工具的磨损。因此，钢中含有的A1会显著改善为了切 削钢而使用的工具的寿命。
[0026] 认为像这样增大钢中的MnS夹杂物的尺寸而助长切削剪切区域中的空隙的生成、 以及在钢中添加A1而在工具上形成A1氧化物覆膜来抑制工具磨损对于提高钢的切削性是 有效的。但是，仅通过这些技术，无法使高频淬火用钢材的切削性充分提高。为了在高频淬 火后得到充分的表面硬度，要求将高频淬火用钢材的C含量设定为0.40质量％以上。通过上 述的技术，无法使包含0.40质量％以上的C的钢的切削性充分提高。发明人们通过进一步重 复各种实验，得到以下的认识。
[0027] (A)通过含有A1和S这两者，切削性大幅提高。该A1及S的复合效果并非上述的MnS 夹杂物的切削性改善效果与A1的切削性改善效果的单纯的加和。本发明人们认识到:在工 具上存在A1氧化物覆膜时，若进一步含有规定量的S，则可以促进工具上的MnS夹杂物的附 着。在钢中包含A1及S这两者时，除了得到A1在工具上形成A1氧化物覆膜而抑制工具磨损的 效果以外，还得到A1及S的复合效果、即A1氧化物覆膜促进MnS夹杂物在工具上的附着的效 果。通过该复合效果，工具与切肩的界面上的润滑性飞跃地提高。本发明人们通过使用SEM-EDS、AES及TEM-EDS等、详细地调查切削后的工具，发现了上述的复合效果。进而，本发明人 们还认识到：由于以下叙述的理由（B)，即使单纯地使钢中含有A1及S这两者，也无法充分地 得到复合效果。
[0028] (B)在使钢中含有A1和S这两者时，与（a)中记载的通常的情况相反，钢中的MnS夹 杂物的平均粒径较小的情况下钢的切削性变得良好。原因是由于，通过减小MnS夹杂物的平 均粒径，从而MnS夹杂物的个数密度增大，MnS夹杂物与工具接触的次数增大，由MnS夹杂物 带来的润滑性提高效果提高。如(A)中所示的那样，在含有A1和S这两者的钢中，不是切削剪 切区域中的空隙的生成，而是工具与切肩的界面中的润滑性赋予成为由MnS夹杂物带来的 切削性提高机制的主要原因。当MnS夹杂物小时，由于应力集中效果小，所以基于空隙生成 的切削性提高效果受到抑制。另一方面，当MnS夹杂物的尺寸小时，由于每个MnS量的MnS夹 杂物的个数密度增加，所以工具与MnS夹杂物的接触频率增加，工具与切肩的界面中的润滑 性增大。
[0029] 通过像这样含有A1和S这两者、和MnS的微细化，除了在工具上形成A1氧化物覆膜 而抑制工具磨损以外，还能够提高工具与钢的界面中的润滑性而大大提高切削性。由本发 明人们发现的这些事项是以往所没有的技术。
[0030] 进而，本发明人们认识到:MnS的微细化通过铸造时的冷却速度的控制、和Mn及S的 比的控制来达成。
[0031] 此外，本发明人们认识到：当为了提高切削性而增加A1含量时，变得在钢中容易生 成粗大A1N，该粗大A1N会缩短切削工具的寿命，使钢的切削性降低。本发明人们认识到:通 过将钢的A1含量与N含量的积设定在适合的范围内、且在钢的热乳前对钢进行固溶处理，从 而使粗大A1N的个数减少而使钢的切削性提高。
[0032]进而，本发明人们研究了用于使应用该技术的高频淬火用钢材的切削性与表面渗 碳硬化钢相同的方法。其结果是，本发明人们认识到：除了上述的技术以外，进一步通过按 照满足下述式(3)的方式控制钢的化学成分，可以得到具有与表面渗碳硬化钢相同程度以 上的切削性的高频淬火用钢材。
[0033] 15.5^(-1.40XA1+0.0175) X (214 X (C+( 1/7) X Si + ( 1/5) XMn+( 1/9) X Cr )- 211)彡25.65 (3)
[0034] 其中，Al、C、Si、Mn、Cr为各元素的钢中含量(质量％)。
[0035]本发明是基于上述认识而完成的。即，本发明的主旨如下所述。
[0036] (1)本发明的一个方式所述的高频淬火用钢材的化学成分以质量％计含有C:0.40 ~0.60%、51:0.01~1.4%、]?11:0.2~低于1.0%、0:0.01~低于0.5%、厶1 :0.11~0.17%、 S:超过0.03~0.07%、N:0.0030~0.0075%、P:低于0.05%、B:0~0.005%、M〇:0~0.2%、 Ni :0~1.0%、Cu:0~1.0%、Ca:0~0.005%、Mg:0~0.005%、Zr :0~0.005%、Rem:0~ 0.005%、Ti:0~0.2%、Nb:0~0.2%、V :0~0.35%、Sb:0~0.015%、Te:0~0.2%、Pb:0~ 0.5%及Bi:0~0.5%，剩余部分包含Fe及杂质，上述化学成分满足式(A)~(C)，在直径的1/ 4的部位，当量圆直径超过200nm的A1N的面积率是当量圆直径为40nm以上的全部A1N的面积 率的20 %以下，在上述直径的1/4的部位，最大直径为0.3wii以上且lOwii以下的Mn硫化物系 夹杂物的个数密度为100个/mm 2以上且2500个/mm2以下。
[0037] 0.000330^A1 X N^0.00 0825 (A)
[0038] 4.6彡Mn/S彡14.0 (B)
[0039] 15.5^(-1.40XA1+0.0175) X (214 X (C+( 1/7) X Si + ( 1/5) XMn+( 1/9) X Cr )- 211)彡25.65 (C)
[0040] 上述式(A)、上述式(B)及上述式(C)中包含的符号"C"、"Si"、"Mn"、"Cr"、"Al"、"N" 及"S"分别以单位质量％计表示0、5;[、]/[11、0、41、1'1及5的含量。
[0041] (2)根据上述（1)所述的高频淬火用钢材，其中，上述化学成分可以以质量％计含 有B:0.0003~0.005%、M〇:0.01 ~0.2%、附：0.05~1.0%及〇1:0.05~1.0%中的1种或2种 以上。
[0042] (3)根据上述（1)或（2)所述的高频淬火用钢材，其中，上述化学成分可以以质量％ 计含有Ca:0.0003 ~0.005%、Mg:0.0003~0.005%、Zr:0.0003~0.005%&Rem:0.0003~ 0.005%中的1种或2种以上。
[0043] (4)根据上述(1)~(3)中任一项所述的高频淬火用钢材，其中，上述化学成分可以 以质量％计含有Ti:0.005~0.2%、恥 ：0.005~0.2%及￥:0.005~0.35%中的1种或2种以 上。
[0044] (5)根据上述(1)~(4)中任一项所述的高频淬火用钢材，其中，上述化学成分可以 以质量 ％ 计含有Sb:0.0003 ~0.015%、Te:0.0003~0.2%、Pb:0.01~0.5%&Bi:0.01~ 0.5%中的1种或2种以上。
[0045] 发明效果
[0046] 根据本发明，能够提供切削性优异、且在高频淬火后发挥优异的表面硬度的高频 淬火用钢材。由此能够提供可以通过高频淬火代替渗碳来制造动力传递部件的高频淬火用 钢材。
【附图说明】
[0047] 图1是表示钢的硬度(HV)与表示钢的切削性的至工具寿命为止的切削距离(m)之 间的关系、及钢中A1含量对该关系造成的影响的图。
【具体实施方式】
[0048] 首先，对限定本实施方式的高频淬火用钢材的化学成分所具有的各合金元素的含 量的理由进行说明。以下，在合金元素的含量的限定理由的说明中，只要没有特别说明，则 "％"是指"质量％"。
[0049] (C:0.40 ~0.60%)
[0050] C是为了确保钢的强度和高频淬火后的钢的表面硬度而含有的元素。当C的含量低 于0.40%时，得不到上述的效果，另一方面，当C的含量多于0.60%时，钢的韧性产生劣化。 进而，当C的含量多于0.60%时，由于钢的硬度上升，因而切削性及锻造时等的加工性也显 著产生劣化。因此，C含量设定为0.40%~0.60%。为了稳定地得到上述的效果，C含量的下 限值优选设定为〇. 45 %、0.50 %或0.55 %。
[0051 ] (Si:0.01 ~1.4%)
[0052] Si是有助于炼钢时的脱氧、同时有助于钢的强度提高的元素。当Si的含量低于 0.01%时，得不到上述的脱氧效果及强度提高效果。另一方面，当Si的含量超过1.4%时，钢 的韧性及延展性降低。进而，当Si的含量超过1.4%时，在钢中生成硬质夹杂物，使钢的切削 性降低。因此，Si含量设定为0.01 %~1.4%。优选的Si含量的下限值为0.05%、0.10%或 0.15%，优选的Si含量的上限值为0.7%、0.4%或0.3%。
[0053] (Mn:0.2 ~低于 1.0%)
[0054] Mn由于具有提高钢的淬火性的效果，所以是对于在高频淬火时得到马氏体组织有 效的元素。为了得到该效果，需要含有0.2%以上的Mn。此外，所含有的Mn的一部分形成MnS， 使钢的切削性提高。为了得到该效果，需要按照满足后述的式(2)的方式含有Mn。另一方面， 当含有1.0%以上的Mn时，由于钢的硬度上升，因而导致钢的韧性降低，此外，切削性及锻造 时等的加工性显著产生劣化。因此，需要使Mn含量为0.2~低于1.0%的范围。优选的Mn含量 的下限值为0.3%、0.35%或0.4%，优选的Mn含量的上限值为0.9%、0.7%或0.5%。
[0055] (Cr:0.01 ~低于 0.5%)
[0056] Cr具有提高钢的淬火性的效果。进而，Cr对钢赋予回火软化阻力，由此使钢的疲劳 强度提高。当Cr含量低于0.01 %时，得不到这些效果。另一方面，当Cr含量为0.5 %以上时， 生成Cr碳化物而钢产生脆化。此外，当Cr含量为0.5 %以上时，通过在渗碳体中Cr产生富集 而渗碳体产生稳定化，从而阻碍高频淬火时的碳化物向奥氏体的熔入，产生硬化层的硬度 不均。因而，需要将Cr量设定为0.01~低于0.5%。优选的Cr含量的下限值为0.05%或 0.1%，优选的〇含量的上限值为0.4%、0.3%或0.2%。
[0057] (Al:0.11 ~0.17%)
[0058] A1是对于钢的脱氧有效的元素。进而，A1如上所述是通过与S同时含有而使钢的切 削性大幅提高的元素。当A1含量低于0.11 %时，由于切削时在工具上生成的A1氧化物的量 少，所以得不到足以抑制工具磨损的A1氧化物覆膜。另一方面，当A1含量超过0.17%时，不 仅切削性提高的效果饱和，而且在钢中变得容易生成粗大的A1系夹杂物，切削性或疲劳强 度降低。因此，A1的含量设定为0.11 %~0.17 %。优选的A1含量的下限值为0.12%或 0.13%，优选的A1含量的上限值为0.16%、0.15%或0.14%。
[0059] (S:超过 0.03% ~0.07%)
[0060] S具有与Mn结合而形成MnS、与其含量成比例地使切削性提高的效果。此外，如上所 述，通过同时含有A1和S，从而MnS附着在工具上而使工具表面的润滑性提高，使切削性大幅 提高。为了充分地得到该效果，必须超过〇. 03 %而含有S。另一方面，若超过0.07 %而含有S， 则所形成的过量的MnS成为疲劳龟裂的传播路径，从而导致钢的疲劳强度及韧性等大大降 低。因此，需要使S含量为超过0.03~0.07 %的范围。优选的S含量的下限值为0.035 %、 0.040%或0.045%，S含量的优选的上限值为0.060%、0.055或0.050%。
[0061] (N:0.0030 ~0.0075%)
[0062] N在钢中与A1及V等结合，形成氮化物和/或碳氮化物。这些氮化物和/或碳氮化物 具有通过将奥氏体晶界钉扎而抑制晶粒生长、并防止组织的粗大化的作用。为了得到该效 果，需要含有〇. 0030 %以上的N。另一方面，若超过0.0075 %而过剩地含有N，则1000 °C以上 的高温区域中的钢的延展性降低。该延展性降低成为钢的连续铸造及乳制时的成品率降低 的原因。此外，粗大的A1N使钢的切削性降低。因此，需要将N含量设定为0.0030~0.0075%。 N含量的优选的下限值为0.0035 %、0.0040 %或0.0045 %，N含量的优选的上限值为 0.0070%、0? 0065%或0.0060%。
[0063] (P:低于 0.05%)
[0064] P为杂质，在奥氏体晶界中偏析，使旧奥氏体晶界脆化而成为晶界裂纹的原因。因 此，优选尽量降低P含量。因此，优选使P量为低于0.05%的范围。由于为了解决本实施方式 的钢的课题是不需要含有P的，所以P含量的下限值没有特别限定，但为了将P量限制在 0.001 %以下要花费过剩的成本。因此，P含量的优选的下限值为0.001%、0.002 %或 0 ? 005% 1含量的优选的上限值为0 ? 04%、0 ? 03%或0 ? 025%。
[0065] 本实施方式的钢通过其化学成分含有上述的基本元素，从而发挥适宜的效果。此 外，除了含有上述的基本元素以外，还含有选自以下所示的元素中的1种或2种以上时，钢的 特性进一步提尚。
[0066] (B:0~0.005%、]?〇:0~0.2%、附：0~1.0%及〇1 :0~1.0%中的1种或2种）
[0067] 也可以不含有B。因此，其含量的下限值为0%。另一方面，本实施方式的钢可以根 据需要含有B。在奥氏体中固溶的B即使含量为微量，也具有大大提高钢的淬火性的效果。因 此，B是对在高频淬火时得到马氏体组织有效的元素。为了稳定地得到该效果，本实施方式 的钢可以含有〇. 0003 %以上的B。另一方面，在超过0.005 %而含有B时，上述的效果饱和。因 此，在含有B时，优选使B含量在0.0003~0.005 %的范围内。B含量的优选的下限值为 0.0005%、0? 0010%或0.0015%，B含量的优选的上限值为0.004%、0? 003%或0.0025%。另 外，固溶B量通过具有形成BN的作用的N而减少。另一方面，Ti形成TiN而将N固定，由此防止 固溶B量的减少。在含有B的情况下，为了稳定地确保固溶B量，优选同时含有Ti。
[0068] 也可以不含有Mo、Ni及Cu。因此，其含量的下限值为0%。另一方面，Mo、Ni、及Cu均 为强度提高元素。为了稳定地得到该效果，本实施方式的钢可以含有0.01 %以上的Mo、 0.05 %以上的Ni及0.05 %以上的Cu中的一种以上。Mo含量的优选的下限值为0.02%、 0.03%或0.05%，Ni含量的优选的下限值为0.10%、0.15%或0.20%，Cu含量的优选的下限 值为0.10%、〇? 15%或0.20%。
[0069]当Mo含量超过0.2%时，由于钢的淬火性过于提高、在高频淬火前的钢中生成贝氏 体或岛状马氏体，所以高频淬火用钢材的切削性降低。因此，Mo含量设定为0.2%以下，优选 设定为〇. 1 %以下。当Ni含量超过1.0%时或Cu含量超过1.0 %时，由于与Mo含量过剩的情况 同样地、钢的淬火性过于提高、在高频淬火前的钢中生成贝氏体或岛状马氏体，所以高频淬 火用钢材的切削性降低。因此，Ni含量的上限为1.0%，优选为0.9%、0.8%或0.7%。Cu含量 的上限为1.0%，优选为0.9%、0.8%或0.7%。
[0070] (0&:0~0.005%、]\%:0~0.005%、21:0~0.005%及1^111 :0~0.005%中的1种或2 种以上）
[0071]也可以不含有Ca、Mg、Zr及Rem(稀土类元素）。因此，其含量的下限值为0%。另一方 面，Ca、Mg、Zr及Rem均为通过控制钢中的MnS的形态而有助于钢的机械特性的提高的元素。 为了稳定地得到该效果，本实施方式的钢可以含有0.0003%以上的Ca、0.0003%以上的Mg、 0.0003%以上的Zr及0.0003%以上的Rem中的一种以上。另一方面，当钢的Ca含量、Mg含量、 Zr含量及Rem含量中的一种以上超过0.005 %时，钢中包含的氧化物产生粗大化，由此钢的 疲劳强度降低。因此，Ca、Mg、Zr及Rem各自的上限值为0.005%，优选为0.003%、0.002%或 0.001 %。另外，Rem表示稀土类金属元素，为选自 Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、 Ho、Er、Tm、Yb 及 Lu 中的 1 种以上。Rem 的含量是指 Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、 Ho、Er、Tm、Yb及Lu的合计含量。
[0072] (11:0~0.2%、他：0~0.2%及￥:0~0.35%中的1种或2种以上）
[0073] 也可以不含有Ti及Nb。因此，其含量的下限值为0%。另一方面，Ti及Nb会抑制晶粒 的异常生长，有助于组织的均质化。为了稳定地得到该效果，本实施方式的钢可以含有 0.005%以上的Ti及0.005%以上的Nb中的1种以上。Ti含量的优选的下限值为0.010%、 0.050%或0.10%，Nb含量的优选的下限值为0.010%、0? 050%或0.10%。
[0074] 另一方面，当Ti含量和/或Nb含量超过0.2 %时，由于在钢中生成硬质的碳化物，所 以钢的切削性降低。因此，Ti含量及Nb含量均设定为0.2%以下。Ti含量的优选的上限值为 0.18%、0? 15%或0.13%，Nb含量的优选的上限值为0.18%、0? 15%或0.13%。
[0075] V与C和/或N形成微细的碳化物、氮化物和/或碳氮化物，防止晶粒的粗大化，有助 于组织的均质化。为了得到该效果，本实施方式的钢可以含有0.005%以上的VJ含量的优 选的下限值为0.01 %、〇.05%或0.10%。另一方面，当V含量超过0.35%时，由于在钢中生成 硬质且粗大的碳化物而导致钢的切削性降低，所以V含量设定为0.35%以下。V含量优选为 低于0.20%或0.15%以下。
[0076] (513:0~0.015%、了6:0~0.2%、卩13:0~0.5%及祀 ：0~0.5%中的1种或2种以上） [0077] 也可以不含有Sb、Te、Pb及Bi。因此，其含量的下限值为0%。另一方面，Sb、Te、Pb及 Bi为切削性提高元素。为了稳定地得到该效果，本实施方式的钢可以含有0.0003%以上的 513、0.0003%以上的了6、0.01%以上的？13及0.01%以上的扮中的1种以上。313含量的优选的 下限值为〇 ? 0005%、0 ? 0008%或0 ? 001 %，Te含量的优选的下限值为0 ? 0005%、0 ? 0008%或 0.001%，Pb含量的优选的下限值为0.02%、0.03%或0.05 %，Bi含量的优选的下限值为 0.02%、0.03% 或 0.05%。
[0078] 另一方面，当Sb含量超过0.015 %时、Te含量超过0.2 %时、Pb含量超过0.5 %时和/ 或Bi含量超过0.5%时，呈现热脆性，其成为瑕疵的原因、或使乳制变得困难。因此，Sb含量 设定为〇. 015 %以下，Te含量设定为0.2%以下，Pb含量设定为0.5 %以下，及Bi含量设定为 0.5%以下。Sb含量的优选的上限值为0.012%、0.010%或0.008%，Te含量的优选的上限值 为0.1%、0.05%或0.02%，Pb含量的优选的上限值为0.4%、0.3%或0.2%，Bi含量的优选 的上限值为0.4%、0.3%或0.2%。
[0079](剩余部分:Fe及杂质）
[0080]本实施方式的高频淬火用钢材的化学成分的剩余部分为Fe及杂质。另外，有由于 原料、资材、制造设备等的状况而在钢中混入杂质的情况，但只要是不阻碍本实施方式的高 频淬火用钢材的特性的范围，则允许杂质的混入。
[0081 ] 接着，对式（1)~（3)的限定的理由、将当量圆直径超过200nm的A1N的面积率限定 为当量圆直径为40nm以上的全部A1N的面积率的20%以下的理由、及将钢中包含的最大直 径为0.3wii以上且lOwii以下的Mn硫化物系夹杂物的个数密度限定为100个/mm 2以上且2500 个/mm2以下的理由进行说明。
[0082](在直径的1/4的部位，当量圆直径超过200nm的A1N的面积率是当量圆直径为40nm 以上的全部A1N的面积率的20%以下）
[0083]当为了提高切削性而增加A1含量时，在钢中变得容易生成当量圆直径超过200nm 的A1N。以下，有时将"当量圆直径超过200nm的A1N"称为"粗大A1N"。当在钢中存在粗大A1N 时，由于显著产生由粗大A1N导致的切削工具的机械磨损，所以由钢中含有的A1所形成的A1 氧化物覆膜带来的切削性提高的效果会消失。本发明人们通过调查粗大A1N的量与切削性 的关系，认识到:在钢的直径的1/4的部位，在粗大A1N的面积率超过当量圆直径为40nm以上 的全部A1N的面积率的20%的情况下，本实施方式的高频淬火用钢材变得得不到目标切削 性。另外，由于小于测定界限的当量圆直径低于40nm的A1N相对于全部A1N的面积率仅存在 很少的量，所以在调查粗大A1N量与切削性的关系时未作考虑。因此，在本实施方式的高频 淬火用钢材的直径的1/4的部位，当量圆直径超过200nm的A1N的面积率需要成为当量圆直 径为40nm以上的全部A1N的面积率的20%以下。当量圆直径超过200nm的A1N的面积率优选 为当量圆直径为40nm以上的全部A1N的面积率的15%以下、10%以下或5%以下。
[0084] 在钢横截面的形状为大致圆形的情况下，直径的1/4的部位是指在钢横截面中半 径的中间部、即直径的1/4部。有起因于冷却速度的差异等、钢的表层部的构成与钢的中心 部的构成稍有不同的情况。由于钢的直径的1/4的部位位于钢的表层部与钢的中心部之间， 所以钢的直径的1/4的部位的构成接近钢整体的构成的平均。在本实施方式的钢中，在钢的 直径的1 /4的部位进行粗大A1N量的控制。另外，后述的Mn硫化物系夹杂物的量的控制也由 于上述的理由而在钢的直径的1/4的部位进行。
[0085] (0.000330^A1 X N^0.00 0825)
[0086] 通过减少A1含量和/或N含量，能够抑制粗大A1N的生成。但是，在本实施方式的高 频淬火用钢材中，A1具有切削性提高效果，N具有组织微细化效果。在为了抑制粗大A1N的生 成而减少A1及N的含量的情况下，有变得得不到这些效果的可能性。本发明人们认识到：为 了维持A1及N各自的效果且抑制粗大A1N的生成，需要通过式（1)来规定本实施方式的高频 淬火用钢材的化学成分应该满足的范围、和使钢的热加工前的加热温度为1200°C以上。
[0087] 0.000330^A1 X N^0.00 0825 (1)
[0088]式（1)中包含的符号"Al"及"N"以单位质量％计表示A1及N的含量。
[0089] 为了在切削加工的时刻减少钢中的粗大A1N的量，需要在切削加工之前进行的热 加工工序中的加热时使A1N固溶。本发明人们认为，A1N的固溶和钢的A1的含量与N的含量的 积(A1XN)、及热加工时的加热温度相关联，并进行了以下的实验。
[0090] 熔炼化学成分包含C:0.44~0.46%、Si :0.23~0.26%、Mn:0.78~0.82%、P: 0.013 ~0.016%、S:0.045 ~0.06%、A1:0.11~0.17%及 N:0.0030 ~0.0075、剩余部分包含 Fe和杂质、且A1XN不同的多种钢，接着锻造成直径为65mm，进一步加热至1200°C后进行空 气冷却。对由此得到的多种样品，进行观察A1N的调查。A1N的观察通过透射型电子显微镜的 复型法来进行，A1N的面积率如下求出。首先，拍摄20张以上的视野面积为lOOOwii 2且倍率约 为40000倍的样品截面照片。拍摄通过透射型电子显微镜的复型法来进行，通过将多个图像 相连而得到上述的样品截面照片。用于得到A1N的面积率的照片的拍摄部位设定为棒钢的 直径(65_)的1/4的部位。进而，求出各样品截面照片的当量圆直径超过200nm的A1N的面积 率和当量圆直径为40nm以上的全部A1N的面积率，进一步通过式"(当量圆直径超过200nm的 A1N的面积率/当量圆直径为40nm以上的全部A1N的面积率）X 100"，求出各样品截面照片的 当量圆直径超过200nm的A1N的面积率在当量圆直径为40nm以上的全部A1N的面积率中所占 的比例。将各样品截面照片的当量圆直径超过200nm的A1N的面积率在当量圆直径为40nm以 上的全部A1N的面积率中所占的比例的平均值视为样品的当量圆直径超过200nm的A1N的面 积率在当量圆直径为40nm以上的全部A1N的面积率夹杂物中所占的比例。
[0091]由该结果获知，通过将A1XN设定为0.000825以下，且将热加工的开始前的加热温 度设定为1200°C以上，从而当量圆直径超过200nm的A1N的面积率是当量圆直径为40nm以上 的全部A1N的面积率的20%以下。A1 XN的优选的上限值为0.000800、0.000750或0.000700。 A1 XN的下限值没有特别规定，但根据A1及N各自的下限值，可以设定为0.000330 Jl X N的 优选的下限值可以由A1及N各自的优选的下限值算出。
[0092](在直径的1 /4的部位，钢中包含的最大直径为0 ? 3wii以上且lOwii以下的Mn硫化物 系夹杂物的个数密度为100个/mm2以上且2500个/mm2以下）
[0093] MnS夹杂物为使切削性提高的夹杂物。当像本实施方式的高频淬火用钢材那样利 用A1与S的复合效果来使切削性提高时，需要通过将MnS夹杂物的尺寸微细化，从而使MnS夹 杂物的个数增大。具体而言，为了充分地得到A1与S的复合效果，需要最大直径为0.3wii以上 且lOym以下的MnS夹杂物的个数密度为100个/mm 2以上且2500个/mm2以下。以下，有时将"最 大直径为0.3wii以上且10M1以下的MnS夹杂物"称为"微细MnS夹杂物"。夹杂物的最大直径是 指在观察钢的截面时见到的夹杂物的长径。当微细MnS夹杂物的个数密度少于100个/mm 2 时，无法充分地得到通过包含A1和S这两者而产生的切削性提高效果。微细MnS夹杂物的个 数密度的优选的下限值为300个/mm 2，进一步优选的下限值为500个/mm2。不需要规定微细 MnS夹杂物的个数密度的上限值，但若微细MnS夹杂物的个数密度变得多于2500个/mm 2，则 由微细MnS夹杂物带来的切削性提高效果饱和。可以将微细MnS夹杂物的个数密度的上限值 设定为 2500个/mm2、1500个/mm2 或 1000个/mm2。
[0094] 为了使微细MnS夹杂物的个数密度为100个/mm2以上且2500个/mm 2以下，冷却速度 的控制和Mn含量及S含量的比的控制是需要的。
[0095]微细MnS夹杂物的个数密度例如如下那样求出。对棒钢的长度方向的截面进行研 磨，接着使用倍率为1〇〇〇倍的光学显微镜，拍摄60张的1 l〇Mi X 75mi的视野的照片，对这些 照片进行图像解析，求出各照片的微细MnS夹杂物的个数密度的平均值。用于求出微细MnS 夹杂物的个数密度的60张照片的拍摄部位设定为钢的直径的1/4的部位。
[0096]另外，主要由MnS构成、且包含除MnS以外的物质的夹杂物(例如主要由MnS构成、且 ?6、0&、!^、2^1%及1^111等的硫化物以在此5中固溶和/或结合的状态共存的夹杂物;主要由 MnS构成、且像MnTe那样除S以外的元素与Mn的化合物以在MnS中固溶和/或结合的状态共存 的夹杂物;或以氧化物为核而析出的上述夹杂物)具有与仅由MnS构成的夹杂物相同的切削 性提高效果。因此，上述的"MnS夹杂物"包含"仅由MnS构成的夹杂物"和"主要由MnS构成、且 包含除MnS以外的物质的夹杂物"，可以称为"Mn硫化物系夹杂物"。Mn硫化物系夹杂物的化 学式可以标记为"^114)(5、￥)"0 :除此以外的硫化物形成元素、￥:除5以外与此结合的元 素)。
[0097] (4.6彡Mn/S彡14.0)
[0098]为了使微细MnS夹杂物的个数密度为100~2500个/mm2，需要控制Mn含量与S含量 的比率。通常，在钢变成液相的温度区域中生成MnS夹杂物。在液相中生成的MnS夹杂物容易 生长及粗大化。另一方面本发明人们得到以下认识:通过控制Mn含量与S含量的比、将Mn/S 设定为14.0以下，从而使MnS夹杂物的生成温度显著降低，充分增加在钢变成固相的温度区 域中生成的MnS夹杂物的量，由此可以充分得到A1及S的复合效果。由于在固相中析出的MnS 夹杂物难以生长，所以结果是，能够得到微细地分散的MnS夹杂物。另一方面，Mn/S对钢的热 乳性产生较大影响。通常已知：当Mn/S低于4.6时，没有与Mn结合的S生成FeS，FeS使热乳性 降低，使制造性大大降低。因此，如以下的式⑵中所示的那样，Mn/S设定为4.6~14.0。通过 将Mn/S控制在该范围，能够使MnS夹杂物微细分散。优选:Mn/S的下限值为5.0、5.2或5.5， Mn/S的上限值为12.0、10.0或8.0。式（2)中"Mn"为Mn的含量（质量％)，"S"为S的含量（质 量％ ) 〇
[0099] 4.6 彡 Mn/S 彡 14.0 (2)
[0100]此外，为了使MnS夹杂物在钢中微细地分散，在钢的铸造时，将铸坯的1/4厚度的部 位处的从液相线温度(在将熔融的钢冷却时凝固开始的温度)至固相线温度(在将熔融的钢 冷却时凝固结束的温度)为止的冷却速度控制为10~100 °C/分钟较佳。1/4厚度的部位在与 铸造方向垂直的铸坯截面(铸坯横截面)的形状为四边形的情况下，是指铸坯的宽度的中央 线上的铸坯表面与铸坯中心的中间部、即铸坯厚度的1/4部。在该定义中，铸坯横截面的长 边被定义为铸坯的宽度，铸坯横截面的短边被定义为铸坯的厚度。在铸坯横截面的形状为 圆形的情况下，1/4厚度的部位是指在铸坯横截面中半径的中间部、即直径的1/4部。
[0101]为了使MnS夹杂物微细地分散，需要控制MnS的结晶及析出，为了进行该控制，需要 严格地控制铸坯的冷却速度。在1/4厚度的部位的从液相线温度至固相线温度为止的冷却 速度为l〇°C/分钟以下的情况下，由于凝固速度过慢，所以结晶的MnS夹杂物会发生粗大化， MnS夹杂物变得无法微细分散。在1/4厚度的部位的从液相线温度至固相线温度为止的冷却 速度为l〇〇°C/分钟以上的情况下，生成的微细MnS夹杂物的个数密度饱和，另一方面，因铸 坯的硬度上升而导致在铸坯中产生裂纹的危险增加。通过将铸模截面的大小及浇铸速度等 控制为适度的值，可以得到适当的冷却速度。在通过连续铸造法及铸锭法中的任一者来进 行铸造的情况下，均可以应用该控制方法。
[0102] 铸坯的1/4厚度的部位处的从液相线温度至固相线温度为止的范围的冷却速度可 以利用铸造结束后并且热加工前的铸坯的1/4厚度的部位的凝固组织的二次枝晶臂的平均 间距A及下述式4而求出。
[0103] RC = (入/770)-1/0.41 (4)
[0104] Rc为铸坯的1/4厚度的部位处的从液相线温度至固相线温度为止的范围的冷却速 度(单位：°C/分钟），A为铸坯的1/4厚度的部位的二次枝晶臂的平均间距(单位 :Mi)。若利用 式（4)，则通过测定人能够确认Rc。当人为300wii时，Rc约为10°C/分钟，当人为117wii时，Rc约为 100 °C/分钟。因此，通过使铸坯的化学成分满足上述的式2且按照铸坯的A成为117~300mi 的方式制造铸坯，可以得到微细MnS夹杂物的个数密度为100~2500个/mm2的铸坯，通过对 该铸坯进行热加工，可以得到微细MnS夹杂物的个数密度为100~2500个/mm 2的钢。M列如可 以通过"金属学会誌(金属学会志)"第33卷（1969)、第658页~第663页(铃木章、长冈丰）中 记载的方法来测定。
[0105] (15.5^(-1.40XA1+0.0175) X (214 X (C+( 1/7) X Si+( 1/5) XMn+( 1/9) XCr)-211)^25.65)
[0106] 对于本实施方式的高频淬火用钢材的化学成分而言，钢中的C含量、Si含量、Mn含 量、Cr含量及A1含量满足式(3)。
[0107] 15.5^(-1.40XA1+0.0175) X (214 X (C+( 1/7) X Si + ( 1/5) XMn+( 1/9) X Cr )- 211)彡25.65 (3)
[0108] 式(3)中包含的符号"C"、"Si"、"Mn"、"Cr"及"Al"分别以单位质量％计表示C、Si、 Mn、Cr及A1的含量。
[0109]为了进一步提高由A1带来的切削性提高效果，需要使A1量与碳当量Ceq的关系的 优化。
[0110] 众所周知，钢的切削性较大地受到钢的硬度的影响。因此，本发明人们调查了以下 的2种相关关系。
[0111] (al)硬度与对硬度给予大的影响的碳当量的相关关系
[0112] (a2)硬度与受到硬度的影响的切削性的相关关系
[0113] 钢的碳当量Ceq着眼于对硬度产生影响的C、Si、Mn及Cr的各含量，利用式(5)来定 义。
[0114] Ceq = C+(l/7) XSi+(l/5) XMn+(l/9) XCr (5)
[0115] 硬度与碳当量的关系如下那样来调查。
[0116] 准备具有含有C:0.40%~0.60%、51:0.01%~1.4%、]?11:0.2%~低于1.0%、5 : 0.03%超过~0.07%、卩：低于0.05%、10.0030%~0.0075%、厶1:0.03%~0.17%及0 : 0.01%~低于0.5%、且剩余部分包含？6及杂质、41\队0.000330~0.000825、]\111/5:4.6~ 14.0的各种化学成分的多个直径为65mm的热乳棒钢。将这些热乳棒钢在900°C下保持1小 时，之后进行空气冷却，进一步与乳制方向垂直地切断。在空气冷却时，在棒钢的距表面为 5mm深度的位置埋入热电偶后，进行熔敷，利用该热电偶控制900°C~500°C之间的平均冷却 速度，由此将空气冷却时的900°C~500°C之间的平均冷却速度设定为0.3~0.9°C/秒。空气 冷却后的棒钢的组织全部为铁素体、珠光体组织。此外，空气冷却后的棒钢的粗大A1N的量 及微细Mn硫化物系夹杂物的量为上述的规定范围内。对这些试样的与乳制方向垂直的截面 进行研磨，之后，在直径的1/4的位置测定截面的维氏硬度。其结果是，发现钢的Ceq与淬火 前的钢的硬度(HV)之间的关系通过下述式(al)以良好的精度近似。
[0117] 淬火前的硬度(HV)=214XCeq+49 (al)
[0118] 硬度与切削性的关系如下那样来调查。对由Al的含量在0.03%~0.17%的范围内 不同的各种上述棒钢切出的40mm X 40mm X 250mm的方型试验片，为了模拟齿轮的切齿加工 (滚切:Hobbing)，使用飞刀(FlyTool)进行切削试验。实际制品制造时的滚切工序中使用的 刀具具有多个切削刃。与此相对，飞刀是仅具有1片滚切刃的刀具。确认了使用具有多个切 削刃的滚切用的刀具进行切削性试验而得到的切削性(工具磨损量)与使用飞刀进行切削 试验而得到的切削性(工具磨损量)存在良好的对应关系。因此，飞刀被用于代替滚切用的 刀具来进行切削试验。利用使用了飞刀的切削的试验方法例如被详细记载于"TOYOTA Technical 1^￥16￥1〇1.52、如.2、2002年12月、第78页中。表1中示出试验条件。
[0119] 表 1
[0121] 通过用触针式粗糙度计测定工具的最大前倾面磨损深度(刀具月牙洼磨损深度）， 求出至工具的磨损量达到70wii为止（即达到工具寿命为止）该工具切削了的量（切削距离 (m))。将通常作为渗碳齿轮的材料被使用的JIS SCr420(Al含量为0.03质量％)在表1中所 示的条件下进行切削的情况下，切削距离为15.5m。因此，若在该条件下试验样品的切削距 离为15.5m以上，则其切削性可以评价为良好。
[0122] 图1中示出钢的硬度与切削距离的关系。如图1中所示的那样，伴随着A1含量的增 大而切削性提高，但本发明人们认识到:若含有A1则切削性的硬度依赖性变大。由本结果发 现:切削距离与A1量及硬度的关系在粗大A1N量及微细Mn硫化物系夹杂物量为上述的规定 范围内时，通过式(6)以良好的精度近似。这点也是以往所没有的新的认识。
[0123] 切削距离(11〇 = (-1.40\厶1+0.0175)\(硬度(爪〇-260) (6)
[0124] 即，本发明人们发现:若使钢的硬度(HV)与A1量满足下述式(a2)的关系，则能够确 保SCr420以上的极为优异的切削性。
[0125] (-1.40XA1+0.0175)X(硬度（HV)-260)彡 15.5 (a2)
[0126] 由上述式(al)及(a2)、以及本实施方式的高频淬火用钢材的化学成分，得到下式 ⑶。
[0127] 15.5^(-1.40XA1+0.0175) X (214 X (C+( 1/7) X Si + ( 1/5) XMn+( 1/9) X Cr )- 211)彡25.65 (3)
[0128] 以下，有时将通过"M=(-1.40XA1+0.0175) X (214X (C+(l/7) XSi + (l/5) XMn+ (l/9)XCr)-211)"的式子得到的值M称为切削性指数M。通过切削性指数M的优化，可以得到 优异的切削性。切削性指数M的上限值基于钢中的C含量(式中C，以质量％计，以下相同）、Si 含量（式中Si)、Mn含量（式中Mn)、Cr含量（式中Cr)及A1含量（式中A1)的上下限，被设为 25.65。即，在本实施方式的高频淬火用钢材的化学成分的范围内，由于切削性指数M变为最 大的C含量、Si含量、Mn含量、Cr含量及A1含量分别为0.40%、0.01%、0.2%、0.01%及 0.17%，将这些值代入切削性指数M的定义式而得到的值成为(-1.40 XA1+0.0175) X (214 X(C+(l/7)XSi+(l/5)XMn+(l/9)XCr)-211) = 25.65(其中，将小数点以下第3位以下进 位），所以将25.65作为切削性指数M的上限值。另外，满足本实施方式的高频淬火用钢材的 各合金成分的规定及切削性指数M的规定的钢的淬火前的硬度通常成为约14 5 H v~约 190Hv。
[0129] 本实施方式的高频淬火用钢材的制造方法包括以下工序:将具有以质量％计含有 (：:0.40~0.60%、51 :0.01~1.4%、]?11:0.2~低于1.0%、0:0.01~低于0.5%、厶1 :0.11~ 0.17%、5:超过0.03~0.07%、10.0030~0.0075%、卩 ：低于0.05%、8:0~0.005%、]?〇:0~ 0.2%、Ni:0~1.0%、Cu :0~1.0%、Ca:0~0.005%、Mg:0~0.005%、Zr:0~0.005%、Rem:0 ~0.005%、Ti:0~0.2%、Nb :0~0.2%、V:0~0.35%、Sb:0~0.015%、Te:0~0.2%、Pb:0 ~0.5%及Bi :0~0.5%、剩余部分包含Fe及杂质且满足上述式（1)~(3)的化学成分的钢水 按照铸坯厚度方向1/4部中的从液相线温度至固相线温度为止的范围的冷却速度成为10~ 100°C/分钟的方式进行铸造的工序;将铸坯加热至1200°C以上的工序;和对铸坯进行热加 工的工序。本实施方式的高频淬火用钢材的制造方法可以在热加工的工序之后包含将钢进 行正火的工序。
[0130] 如上述那样，在进行铸造的工序中，当铸坯厚度方向1/4部中的从液相线温度至固 相线温度为止的范围的冷却速度低于l〇°C/分钟时，由于钢中包含的最大直径为0.3mi以上 且l〇Mi以下的Mn硫化物系夹杂物的个数密度变得低于100个/mm 2，所以钢的切削性降低，当 铸坯厚度方向1/4部中的从液相线温度至固相线温度为止的范围的冷却速度超过100 °C/分 钟时，有在铸坯中产生裂纹的可能性。如上述那样，在进行加热的工序中铸坯的加热温度低 于1200°C时，由于对铸坯中的A1N的固溶处理没有充分地进行，钢中的当量圆直径超过 200nm的A1N的面积率变得超过当量圆直径为40nm以上的全部A1N的面积率的20%，所以钢 的切削性降低。在进行热加工的工序及进行正火的工序之后，为了不损害切削性，优选将钢 进行慢慢冷却。例如，在进行热加工的工序及进行正火的工序之后，优选按照900 °C~500 °C 之间的平均冷却速度成为0.3~0.9°C/秒的方式将钢进行空气冷却。正火条件只要是本实 施方式的高频淬火用钢材所属技术领域中的通常的范围内即可。例如，在进行正火的工序 中，可以将加热温度设定为900°C，将保持时间设定为1小时。
[0131]本实施方式的高频淬火用钢材由于含有0.40质量％以上的C，所以在对本实施方 式的高频淬火用钢材在适当的条件下实施高频淬火时，可以得到具有600Hv以上的表面硬 度的钢。此外，本实施方式的高频淬火用钢材由于化学成分含有0.11质量％以上的A1及超 过0.03质量％的5这两者，粗大A1N的面积率是当量圆直径为40nm以上的全部A1N的面积率 的20%以下，最大直径为0.3_以上且lOym以下的Mn硫化物系夹杂物的个数密度为100~ 2500个/mm 2,且切削性指数M为15.5以上，所以在将本实施方式的高频淬火用钢材供于切削 加工时，可以得到与C含量为0.18~0.23质量％的5(^420相同程度以上的切削性。具体而 言，在表1的条件下对本实施方式的高频淬火用钢材进行切削试验时，切削距离达到15.5m 以上。
[0132] 实施例
[0133] 接着，对本发明的实施例进行说明。实施例的制造条件是为了确认本发明的可实 施性及效果而采用的一个条件的例子，本发明并不限定于这一个条件的例子。只要不脱离 本发明的主旨且达成本发明的目的，则本发明可以采用各种条件。
[0134] 熔炼具有表2-1及表2-2中所示的化学成分的钢。在钢1~28的铸造时，将铸坯厚度 方向1/4部中的从液相线温度至固相线温度为止的冷却速度控制在10~100°C/分钟，但在 钢29的熔炼时，将该冷却速度设定为低于10°C/分钟。表2-1及表2-2中记载的各钢的铸造时 的冷却速度基于各钢的热加工前的二次枝晶臂的平均间距来推定。在铸造之后，对铸坯进 行热乳而得到直径为65mm的棒钢。热乳前的加热温度设定为1250°C。表2-1及表2-2中的带 有下划线的数值为本发明的规定范围外的数值。
[0135] 表2-1

[0139] 接着，将棒钢在900°C下保持1小时，接着进行空气冷却，进一步由棒钢切出试验 片。在高频淬火前，测定试验片的硬度(Hv)和表示试验片的切削性的切削距离(m)。试验片 的硬度通过下述方法来测定:对将棒钢与长度方向垂直地切断而得到的横截面进行研磨， 在该横截面的直径的1/4的部位进行维氏硬度测定。切削距离通过在表1中记载的条件下进 行切削试验来测定。最大直径为〇? 3wii以上且lOym以下的Mn硫化物系夹杂物(微细MnS夹杂 物）的个数密度通过下述方法求出：对棒钢的长度方向的截面进行研磨，之后，使用倍率为 1000倍的光学显微镜拍摄60张的110miX75mi的视野的照片，对这些照片进行图像解析，求 出各照片的微细MnS夹杂物的个数密度的平均值。用于求出微细MnS夹杂物的个数密度的60 张照片的拍摄部位设定为棒钢的直径(65_)的1/4的部位。
[0140] 此外，由作为它们的原材料的直径为65mm的棒钢的中心，制作直径为26mm及长度 为50mm的圆柱试样。对这些圆柱试样，在JIS G 0559"鋼(7)炎焼入及0高周波焼入硬化層深 吞測定方法(钢的火焰淬火及高频淬火硬化层深度测定方法)"中规定的有效硬化层深度成 为1.5mm的条件下进行高频淬火，之后进行加热温度为160°C且保持时间为90分钟的回火。 之后，对将经高频淬火的圆柱试样与长度方向垂直地切断而得到的横截面进行研磨，在圆 柱试样的距表面为50wii的深度的部位，以100g的载荷测定5点的维氏硬度，求出维氏硬度的 平均值，将该平均值作为圆柱试样的表面硬度。特别是在本发明作为齿轮等各种部件的材 料使用的情况下，该表面硬度是评价部件的强度的指标。
[0141] 将这些评价结果示于表3-1及表3-2中。表3中的带有下划线的数值为本发明的规 定范围外的数值或达不到本发明的目标的数值。另外，钢材No. 1~29的组织全部为基体以 面积率计为90 %以上的铁素体、珠光体组织。
[0142] 表3-1
[0144]表3-2
[0146] 钢材No . 1~19为本发明例。在全部的本发明例中，当量圆直径超过200nm的A1N的 面积率是当量圆直径为40nm以上的全部A1N的面积率的20%以下。本发明例中的切削距离 为15.5m(即，本发明例中的切削距离为与SCr420相同程度以上），并且本发明例的高频淬火 后的表面硬度为HV600以上。即，本发明例为具有充分的强度特性及充分的切削性的钢。
[0147] 另一方面，钢材No. 20~29为本发明的范围外的比较例。钢材No. 20由于C含量不 足，所以高频淬火后的表面硬度变得比HV600低，强度不足。钢材No.21由于C含量过剩，所以 高频淬火前的硬度增加，切削距离降低。钢材No. 22由于A1含量不足，所以得不到由A1氧化 物覆膜形成带来的工具保护的效果，切削距离降低。A1含量过剩的钢材No.23的切削距离不 足。钢材No. 23的当量圆直径超过200nm的A1N的面积率超过当量圆直径为40nm以上的全部 A1N的面积率的20%。钢材No. 24由于S含量不足，所以微细Mn硫化物系夹杂物的个数变少， 切削距离不足。A1XN过剩的钢材No. 25的切削距离不足。钢材No. 25的当量圆直径超过 20〇11111的41_勺面积率超过当量圆直径为4〇11111以上的全部41_勺面积率的20%。钢材如.26由 于Mn/S过低，所以热乳性降低，在铸造时产生裂纹。钢材No. 27由于Mn/S过高，所以无法充分 地得到微细Mn硫化物系夹杂物，切削距离降低。钢材No. 28由于式（1)的值过小，所以切削距 离降低。钢材No. 29由于铸造时的冷却速度过慢，所以无法充分地得到微细的MnS，切削距离 降低。
[0148] 产业上的可利用性
[0149] 如上所述，根据本发明，能够提供切削性优异且能够适宜地应用高频淬火的高频 淬火用钢材。因而，本发明在机械制造产业中可利用性高。
【主权项】
1. 一种高频淬火用钢材，其特征在于，化学成分以质量％计含有： C:0.40 ~0.60%、 Si:0.01 ~1.4%、 Μη:0·2 ~低于 1.0%、 Cr:0.01 ~低于 0.5%、 Α1:0·11 ~0.17%、 S:超过 0.03 ~0.07%、 Ν:0.0030 ~0.0075%、 Ρ:低于 0.05%、 Β:0 ~0.005%、 Μο:0 ~0.2%、 Ni:0 ~1.0%、 Cu:0 ~1.0%、 Ca:0 ~0.005%、 Mg:0 ~0.005%、 Zr:0 ~0.005%、 Rem:0~0.005%、 Ti:0 ~0.2%、 Nb:0 ~0.2%、 V:0 ~0.35%、 Sb:0 ~0.015%、 Te:0 ~0.2%、 Pb:0 ~0.5%、及 Bi:0 ~0.5%， 剩余部分包含Fe及杂质， 所述化学成分满足式(1)~(3)， 在直径的1/4的部位，当量圆直径超过200nm的A1N的面积率是当量圆直径为40nm以上 的全部A1N的面积率的20 %以下， 在所述直径的1 /4的部位，最大直径为0.3μπι以上且1 Ομπι以下的Μη硫化物系夹杂物的个 数密度为100个/mm2以上且2500个/mm2以下， 0.000330 彡 A1XN 彡 0.000825 (1) 4.6彡Mn/S彡14.0 (2) 15.5^(-1.40 XA1+0.0175) X (214X (C+( 1/7) X Si + ( 1/5) XMn+( 1/9) XCr)-211)^ 25.65 (3) 所述式（1)、所述式（2)及所述式（3)中包含的符号"C"、"Si"、"Μη"、"Cr"、"ΑΓ、"N"及 "S"分别以单位质量％计表示(：、3^11、0^^及3的含量。2. 根据权利要求1所述的高频淬火用钢材，其特征在于，所述化学成分以质量％计含 有： Β:0·0003 ~0.005%、 Μο:0·01 ~0.2%、 Ni:0.05 ~1.0%、及 Cu:0.05 ~1.0% 中的1种或2种以上。3. 根据权利要求1或2所述的高频淬火用钢材，其特征在于，所述化学成分以质量％计 含有： Ca:0.0003 ~0.005%、 Mg:0.0003 ~0.005%、 Zr:0.0003 ~0.005%、及 Rem:0.0003~0.005 % 中的1种或2种以上。4. 根据权利要求1~3中任一项所述的高频淬火用钢材，其特征在于，所述化学成分以 质量％计含有： Ti:0.005 ~0.2%、 Nb:0.005 ~0.2%、及 V:0.005 ~0.35% 中的1种或2种以上。5. 根据权利要求1~4中任一项所述的高频淬火用钢材，其特征在于，所述化学成分以 质量％计含有： Sb:0.0003 ~0.015%、 Te:0.0003 ~0.2%、 Pb:0.01 ~0.5%、及 Bi:0.01 ~0.5% 中的1种或2种以上。
【文档编号】C22C38/60GK106029925SQ201580009760
【公开日】2016年10月12日
【申请日】2015年2月20日
【发明人】间曾利治, 吉田卓, 宫西庆
【申请人】新日铁住金株式会社