CN102741440B - 淬火用钢材及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种淬火用钢材，其化学成分以质量%计，含有C：0.15～0.60%、Si：0.01～1.5%、Mn：0.05～2.5%、P：0.005～0.20%、S：0.001～0.35%、Al：超过0.06且小于等于0.3%及总N：0.006～0.03%，剩余部分包含含有0.0004%以下的B的不可避免的杂质和Fe；用JIS G 0561中规定的乔米尼式顶端淬火法测定的距淬火端的距离为5mm的位置处的硬度R和距淬火端的距离为4.763mm的位置处的计算硬度H满足下式（1），H×0.948≤R≤H×1.05式（1）。
Description
技术领域
本发明涉及切削性和淬火稳定性优良的淬火用钢材及其制造方法。本申请基于2010年5月31日在日本提出申请的特愿2010-124536号并主张其优先权，这里引用其内容。
背景技术
近年来，钢的高强度化在发展，但另一方面产生加工性下降的问题。因此，强烈要求既保持强度又改善了切削性的钢。以往，为了提高钢的切削性，添加S、Pb、Bi等提高切削性的元素。Pb及Bi提高切削性，对锻造的影响也比较小，但使冲击特性等强度特性降低。
此外，S通过形成MnS这样的在切削环境下软质的夹杂物来提高切削性，但MnS与Pb等的粒子相比较大，因而容易成为应力集中源。特别是，如果MnS在锻造或轧制中拉伸，则例如冲击特性等产生各向异性，特定方向的机械特性极度减弱。在设计钢结构物时，需要考虑到机械特性的各向异性。所以，在钢中添加S时，需要降低机械特性的各向异性的技术。
这样，即使添加对提高切削性有效的元素，由于冲击特性降低，因此强度和切削性的兼顾是困难的。另外，近年来，从保护环境的观点出发，有避免使用Pb的倾向。因此，为了使钢的切削性和强度兼顾，需要进一步的技术革新。
以前，提出了几种在不降低强度的情况下改善切削性的技术。专利文献1中提出了机械结构用钢，其分别含有C：0.05～1.2%（质量%，以下相同）、Si：0.03～2%、Mn：0.2～1.8%、P：0.03%以下（不包含0%）、S：0.03%以下（不包含0%）、Cr：0.1～3%、Al：0.06～0.5%、N：0.004～0.025%及O：0.003%以下（不包含0%），并且含有Ca：0.0005～0.02%及/或Mg：0.0001～0.005%，钢中的固溶N：0.002%以上，剩余部分包含铁及不可避免的杂质，且满足下式（A）的关系。
（0.1×[Cr]＋[Al]）/[O]≥150 式（A）
式中，[Cr]、[Al]及[O]分别表示Cr、Al及O的含量（质量%）。
专利文献2中提出了一种机械结构用钢，其由含有C：0.01～0.7%、Si：0.01～2.5%、Mn：0.1～3%、S：0.01～0.16%、Mg：0.02%以下（不包含0%），且满足[Mg]/[S]≥7.7×10－3的钢构成，在钢中观察到的硫化物系夹杂物中，长径5μm以上的硫化物系夹杂物的纵横尺寸比的平均值为5.2以下，长径50μm以上的硫化物系夹杂物的纵横尺寸比的平均值为10.8以下，且在将长径20μm以上的硫化物系夹杂物的个数设为a、将长径5μm以上的硫化物系夹杂物的个数设为b时，满足a/b≤0.25。
专利文献3中提出了一种渗碳用钢，其含有C：0.12～0.22%、Si：0.40～1.50%、Mn：0.25～0.45%、Ni：0.50～1.50%、Cr：1.30～2.30%、B：0.0010～0.0030%、Ti：0.02～0.06%、Nb：0.02～0.12%、Al：0.005～0.050%，剩余部分实质上由Fe组成，在顶端淬火试验中距达到相当于50%马氏体的硬度的位置的淬火端的距离为20mm以上，且成分参数H（H＝106C（%）＋10.8Si（%）＋19.9Mn（%）＋16.7Ni（%）＋8.55Cr（%）＋45.5Mo（%）＋28）为95以下。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第4193998号公报
专利文献2：日本专利第3706560号公报
专利文献3：日本特开2002-309342号公报
非专利文献
非专利文献1：“焼入性＝求め方と活用＝”（作者：大和久重雄，发行所：日刊工業新聞，发行日：昭和54年9月25日）
发明内容
发明所要解决的问题
在专利文献1～3提出的技术中存在下述问题点，对于在不降低强度的情况下改善切削性的要求不能充分应对。
专利文献1提出的钢改善了切削工具寿命，另一方面，由于以0.06～0.5%比较大量地含有氮化物生成元素的Al，因此N通过Al以AlN的形式被固定。其结果是，以0.005%以下添加的B变成固溶状态，与B量相应地提高淬透性。但是，固溶B带来的提高淬透性的效果即使是少量的B量也是显著的，因此抑制淬透性的偏差（即得到淬火稳定性）是困难的。
在专利文献2提出的钢中，对切削工具寿命没有任何考虑，没有充分得到用来避免切削工具寿命缩短的特性。
在专利文献3提出的钢中，可兼顾高淬透性和低原材料硬度，因此认为能够在不降低渗碳后的强度的情况下改善切削性。可是，上述钢含有0.0010～0.0030%的B，在气体渗碳时，由于从表层渗入的N，本来应提高淬透性的固溶B成为BN，不能避免因没有提高渗碳表层部的淬透性，不完全淬火组织增加而使强度下降的问题。
即，在专利文献3提出的钢中，不能达到如目标的淬透性，淬透性依赖于从表层渗入的N的量而变动，不能确保稳定的淬透性。
结果，在现有技术中，对于现今所要求的在保持强度即稳定的淬透性（淬火稳定性）的同时改善切削性的课题，不能充分应对。
因此，本发明鉴于上述实际情况，以提供在保持稳定的淬透性的同时切削性也优良的淬火用钢材为课题。
用于解决问题的手段
本发明为解决上述问题而采取以下措施。
（1）本发明的第1形态是一种淬火用钢材，其化学成分以质量%计，含有C：0.15～0.60%、Si：0.01～1.5%、Mn：0.05～2.5%、P：0.005～0.20%、S：0.001～0.35%、Al：超过0.06且小于等于0.3%及总N：0.006～0.03%，剩余部分包含含有0.0004%以下的B的不可避免的杂质和Fe；用JIS G 0561中规定的乔米尼（Jominy）式顶端淬火法测定的距淬火端的距离为5mm的位置处的硬度R和距淬火端的距离为4.763mm的位置处的计算硬度H满足H×0.948≤R≤H×1.05。
（2）在上述（1）所述的淬火用钢材中，所述化学成分以质量%计，可以进一步含有Cr：0.1～3.0%、Mo：0.01～1.5%、Cu：0.1～2.0%、Ni：0.1～5.0%、Ca：0.0002～0.005%、Zr：0.0003～0.005%、Mg：0.0003～0.005%、REM：0.0001～0.015%、Nb：0.01～0.1%、V：0.03～1.0%、W：0.01～1.0%、Sb：0.0005～0.0150%、Sn：0.005～2.0%、Zn：0.0005～0.5%、Te：0.0003～0.2%、Bi：0.005～0.5%及Pb：0.005～0.5%中的至少1种。
（3）在上述（1）所述的淬火用钢材中，所述化学成分以质量%计，可以进一步含有Ti：0.001～0.05%，在将总N量（%）规定为[总N]、将Ti量（%）规定为[Ti]时，[总N]及[Ti]满足0.006＋[Ti]×（14/48）≤[总N]≤0.03。
（4）在上述（3）所述的淬火用钢材中，所述化学成分以质量%计，可以进一步含有Cr：0.1～3.0%、Mo：0.01～1.5%、Cu：0.1～2.0%、Ni：0.1～5.0%、Ca：0.0002～0.005%、Zr：0.0003～0.005%、Mg：0.0003～0.005%、REM：0.0001～0.015%、Nb：0.01～0.1%、V：0.03～1.0%、W：0.01～1.0%、Sb：0.0005～0.0150%、Sn：0.005～2.0%、Zn：0.0005～0.5%、Te：0.0003～0.2%、Bi：0.005～0.5%及Pb：0.005～0.5%中的至少1种。
（5）本发明的第2形态是一种淬火用钢材的制造方法，其中，对具有上述（1）～（4）中任一项所述的化学成分的钢坯，进行在1260℃以上的加热温度下保持20分钟以上的热处理。
（6）本发明的第3形态是一种淬火用钢材的制造方法，其中，对具有上述（3）或（4）所述的化学成分的钢坯，在Ti为0.019%以上时进行在1200℃以上的加热温度下保持20分钟以上的热处理，在Ti为0.025%以上时进行在1150℃以上的加热温度下保持20分钟以上的热处理。
（7）本发明的第4形态是一种动力传递部件，其通过对上述（1）～（4）中任一项所述的淬火用钢材进行机械加工及淬火来得到。
发明效果
根据本发明，可通过改善切削性的效果来延长工具寿命，降低生产成本，且表现出稳定的淬透性，可抑制热处理应变的偏差。
具体实施方式
本发明人等为了解决上述课题，对淬火用钢材的化学成分及热过程、以及大范围且系统地变化时的淬火用钢材的淬透性与切削性的关系进行了锐意的调查。其结果是，得到以下的见识（A）～（C）。以下，只要没有特别说明，表示含量的“%”就是指“质量%”。
（A）如果Al超过0.06%，则Al在钢中以固溶Al的形式存在，改善淬火用钢材的切削性。特别是，如果采用被下述被膜被覆的工具来切削淬火用钢材，该被膜含有由与氧的亲和力的大小为Al以下的金属元素形成的氧化物、即标准生成自由能的绝对值为Al2O3的值以下的氧化物，则在工具与淬火用钢材的接触面容易产生化学反应。其结果是，在工具表层容易生成作为工具保护膜发挥作用的Al2O3被膜，工具寿命大幅度延长。
（B）如果Al超过0.06%，则N以氮化物（AlN）的形式被固定。其结果是，B变成固溶状态，固溶B使淬透性不稳定。
（C）在Al超过0.06%时，为了回避不可避免的杂质量的B对淬透性的影响，有必要满足以下条件（a）～（c）。
（a）将不可避免的杂质中的B限制在0.0004质量%以下。
（b）在将总N量（质量%）规定为[总N]、将Ti量（质量%）规定为[Ti]时，[总N]及[Ti]满足下式（1）。
0.006＋[Ti]×（14/48）≤[总N]≤0.03 式（1）
（c）在淬火热处理前将钢坯加热至1260℃（但是，随着Ti量的增加，加热至1200℃或1150℃）以上的高温，至少保持20分钟以上。
以下，对基于上述见识而完成的本发明的实施方式进行说明。
首先，对本发明的一实施方式的淬火用钢材的化学成分进行说明。
C：0.15～0.60%
C是对钢强度有较大影响的元素。在C低于0.15%时，得不到良好的强度，不得不大量投入其它合金元素。另一方面，如果C超过0.60%，则硬度上升，切削性显著下降。为了得到良好的强度和所要求的切削性，将C规定为0.15～0.60%。C的下限值优选为0.30%。C的上限值优选为0.50%。
Si：0.01～1.5%
Si是对钢的脱氧有效的元素，此外，对于铁素体的强化及提高抗回火软化也是有效的元素。在Si低于0.01%时，添加效果不充分，如果超过1.5%，则钢脆化，而且切削性大幅度下降，进而阻碍渗碳性。因而，将Si规定为0.01～1.5%。Si的下限值优选为0.03%。Si的上限值优选为1.2%。
Mn：0.05～2.5%、
Mn是以MnS的形式固定钢中的S，使其分散并且固溶在基体中，有助于提高淬透性及确保淬火后的强度的元素。在Mn低于0.05%时，钢中的S与Fe结合形成FeS，使钢脆化。另一方面，如果Mn超过2.5%，则坯料的硬度上升，冷加工性下降，而且对强度及淬透性的影响也饱和。因而，将Mn规定为0.05～2.5%。Mn的下限值优选为0.10%。Mn的上限值优选为2.2%。
P：0.005～0.20%
P是使切削性良好的元素，但在低于0.005%时，得不到添加效果。另一方面，如果P超过0.20%，则坯料的硬度上升，冷加工性和热加工性及铸造特性也降低。因而，将P规定为0.005～0.20%。P的下限值优选为0.010%。P的上限值优选为0.15%。
S：0.001～0.35%
S是在钢中形成MnS、有助于提高切削性的元素，但在低于0.001%时不能充分得到添加效果。另一方面，如果S超过0.35%，则添加效果饱和，而且，因产生晶界偏析而引起晶界脆化。因此，将S规定为0.001～0.35%。S的下限值优选为0.01%。S的上限值优选为0.1%。
Al：超过0.06且小于等于0.3%
Al是以钢脱氧为目的而添加的，但在N为0.008%以下的状态时，如果Al存在超过0.06%，则在钢中形成固溶Al，该固溶Al有助于提高切削性。另一方面，如果Al超过0.3%，则Al2O3夹杂物的粒径增大，高循环区的疲劳强度劣化。因而，将Al规定为超过0.06且小于等于0.3%。Al的下限值优选为0.08%。Al的上限值优选为0.15%。
总N（Ti＝0%）：0.006～0.03%
总N（Ti＞0%）：0.006＋[Ti]×（14/48）～0.03%
N在钢中与Al、Ti、Nb及/或V结合，形成氮化物或碳氮化物，抑制晶粒的粗大化。此外，N通过与作为杂质含有的B结合形成BN，使在奥氏体晶界偏析的B量（成为淬透性发生偏差的主要原因）降低。
在不添加Ti时，如果总N低于0.006%，则不能充分体现出添加效果。此外，在添加后述的Ti时，如果总N低于“0.006＋[Ti]×（14/48）”（[Ti]：Ti的质量%），同样不能充分体现出添加效果。
另一方面，如果总N超过0.03%，除了添加效果饱和以外，在热轧或热锻的加热时残存未固溶的碳氮化物，对抑制晶粒粗大化有效的微细碳氮化物的量难以增加。
因而，在不添加Ti时，将总N规定为0.0060～0.03%，在添加Ti时，将总N规定为“0.006＋[Ti]×（14/48）”～0.03%。总N的下限值优选为0.0080%。总N的上限值优选为0.010%。
再有，在添加Ti时，将总N%（[总N]）规定为0.006＋[Ti]×（14/48）以上。
在本实施方式的淬火用钢材中，通过在淬火时使钢中的B在BN或析出物（TiN、TiCN、MnS等）的周围偏析，可降低有助于提高淬透性的向奥氏体晶界偏析的B量，由此可抑制B带来的淬透性的提高。这里，[总N]越多，BN越容易析出，因此[总N]需要在所需量以上。但是，当在钢中存在Ti时，TiN直到高温区都稳定地存在，因此[总N]需要为相对于0.06%再加上扣除的TiN中的N量即N量：“[Ti]×原子量比（14/48）”所得的量。因此，在添加Ti时，将总N%（[总N]）的下限值规定为0.006＋[Ti]×（14/48）。
B：超过0%且小于等于0.0004%
B因在奥氏体晶界偏析而不稳定地提高钢的淬透性。在本实施方式的淬火用钢材中，将作为不可避免的杂质混入的B限制在0.0004%以下。B是即使不有意添加也不可避免地从铁原料混入钢中的元素，因此作为下限规定为超过0%。但是，要将B量稳定地控制在0.0001%以下，从成本方面出发负担较大，因而也可以将下限值规定为0.0001%。
Al在通常的脱氧剂水平的量的情况下，即使含有B作为不可避免的杂质，B对淬透性的影响也小到能够无视的程度。但是，如果钢中存在Al超过0.06%，则N以氮化物的形式被固定，不可避免的杂质的B变成固溶状态，淬火时固溶B在奥氏体晶界偏析。其结果是，严重损害淬火稳定性。
在本实施方式的淬火用钢材中，淬火时钢中的B在BN或析出物（TiN、TiCN、MnS等）的周围偏析。由此，通过降低有助于提高淬透性的向奥氏体晶界偏析的B量，来避免B对淬透性的影响。可是，如果B超过0.0004%，则不能充分降低向奥氏体晶界偏析的B量。所以，将B的上限规定为0.0004%。
另外，为了增加BN析出/B偏析点，以便降低在奥氏体晶界偏析的B量，也可以添加Ti。
Ti：0.001～0.05%
Ti为MnS的核，形成使MnS微细化的TiN。TiN通过吸收固溶B和固溶N形成复合氮化物。由此，降低成为淬透性偏差的主要原因的在奥氏体晶界偏析的B量（即提高淬透性的B量）。在Ti低于0.001%时，不能体现出添加效果，另一方面，如果超过0.05%，则生成Ti系硫化物，使改善切削性的MnS量减少，钢的切削性劣化。因而，将Ti规定为0.001～0.05%。
本实施方式的淬火用钢材也可以含有Cr、Mo、Cu、Ni、Ca、Zr、Mg、REM、Nb、V、W、Sb、Sn、Zn、Te、Bi、Pb中的至少1种作为选择元素。这些元素最好有选择性地含在钢材中，因而各元素的下限值为0%。但是，为了适合地得到各元素的添加效果，也可以按以下设定下限值。
本实施方式的淬火用钢材为了提高淬透性及强度，也可以含有Cr、Mo、Cu、Ni中的1种以上。
Cr：0.1～3.0%
Cr是在提高淬透性的同时赋予抗回火软化的元素，可添加到要求高强度化的钢中。在Cr低于0.2%时，得不到添加效果，另一方面，如果超过3.0%，则生成Cr碳化物，使钢脆化。因而，将Cr规定为0.1～3.0%。
Mo：0.01～1.5%
Mo是在赋予抗回火软化的同时提高淬透性的元素，可添加到需要高强度化的钢中。在Mo低于0.01%时，得不到添加效果，另一方面，如果超过1.5%，则添加效果饱和。因而，将Mo规定为0.01～1.5%。
Cu：0.1～2.0%
Cu是在强化铁素体的同时对提高淬透性及耐腐蚀性有效的元素。在Cu低于0.1%时，得不到添加效果，另一方面，如果超过2.0%，则提高机械性能的效果饱和。因而，将Cu规定为0.1～2.0%。再有，Cu使热延展性降低，容易成为轧制时发生表面缺陷的原因，因此优选与Ni同时添加。
Ni：0.1～5.0%
Ni对于在强化铁素体、提高延展性的同时提高淬透性及耐腐蚀性是有效的元素。在Ni低于0.1%时，得不到添加效果，另一方面，如果超过5.0%，则提高机械性能的效果饱和，而且切削性降低。因而，将Ni规定为0.1～5.0%。
另外，本实施方式的淬火用钢材为了通过调整脱氧来控制硫化物的形态，也可以含有Ca、Zr、Mg、REM中的1种以上。
Ca：0.0002～0.005%
Ca是脱氧元素，生成氧化物。如本实施方式的淬火用钢材，在以总Al（T-Al）计超过0.06%地含有Al的钢中，生成钙-铝酸盐（CaO-Al2O3），但CaO-Al2O3与Al2O3相比为低熔点的氧化物，因而在高速切削时成为工具保护膜，从而提高切削性。在Ca低于0.0002%时，得不到提高切削性的效果，另一方面，如果Ca超过0.005%，则钢中生成CaS，反而切削性降低。因而，将Ca规定为0.0002～0.005%。
Zr：0.0003～0.005%
Zr是脱氧元素，在钢中生成氧化物。认为氧化物为ZrO2，但ZrO2成为MnS的析出核，因而使MnS的析出点增加，使MnS均匀地分散。此外，Zr通过固溶在MnS中形成复合硫化物，使其变形能力降低，在轧制或热锻造时，抑制MnS的延伸。这样，Zr对于降低钢的各向异性是有效的元素。
在Zr低于0.0003%时，不能得到显著的添加效果，另一方面，如果超过0.005%，则不仅成品率极度地恶化，而且大量生成ZrO2及ZrS等硬质的化合物，反而切削性、冲击值及疲劳特性等机械特性降低。因而，将Zr规定为0.0003～0.005%。
Mg：0.0003～0.005%
Mg是脱氧元素，在钢中形成氧化物。氧化物成为MnS的核，使MnS微细地分散。在以Al脱氧为前提时，Mg将对切削性有害的Al2O3改性为比较软质的微细分散的MgO或Al2O3·MgO。此外，Mg与MnS形成复合硫化物，使MnS球状化。
在Mg低于0.0003%时，得不到添加效果，另一方面，如果超过0.005%，则促进单独的MgS的生成，使切削性劣化。因而，将Mg规定为0.0003～0.005%。
REM：0.0001～0.015%
REM（稀土类元素）是脱氧元素，形成低熔点氧化物，不仅抑制铸造时的喷嘴堵塞，而且固溶或结合在MnS中，使其变形能力降低，在轧制及热锻造时，抑制MnS形状的延伸。如此，REM对于降低机械特性的各向异性是有效的元素。
在REM低于0.0001%时，不能充分体现出添加效果，另一方面，如果超过0.015%，则REM的硫化物大量生成，使切削性恶化。因而，将REM规定为0.0001～0.015%。
另外，为了碳氮化物形成所带来的高强度化及碳氮化物增量带来的奥氏体粒子的整粒及细粒化，本实施方式的淬火用钢材也可以含有Nb、V及W中的1种以上。
Nb：0.01～0.1%
Nb也是形成碳氮化物、有助于二次析出硬化带来的钢的强化、奥氏体晶粒的生长抑制及强化的元素，作为用于防止粗大晶粒的整粒化元素添加到需要高强度化的钢及要求低应变的钢中。
在Nb低于0.01%时，不能得到高强度化的效果，另一方面，如果超过0.1%，则形成成为热裂纹原因的未固溶的粗大的碳氮化物，反而损害机械性能。因而，将Nb规定为0.01～0.1%。
V：0.03～1.0%
V也是形成碳氮化物、通过二次析出硬化来强化钢的元素，可在需要高强度化的钢中适宜添加。在V低于0.03%时，得不到高强度化的效果，另一方面，如果超过1.0%，则形成成为热裂纹原因的未固溶的粗大的碳氮化物，反而损害机械性能。因而，将V规定为0.03%～1.0%。
W：0.01～1.0%
W也是形成碳氮化物、通过二次析出硬化来强化钢的元素。在W低于0.01%时，得不到高强度化的效果，另一方面，如果超过1.0%，则形成成为热裂纹原因的未固溶的粗大的碳氮化物，反而损害机械性能。因而，将W规定为0.01～1.0%。
另外，为了提高切削性，本实施方式的淬火用钢材也可以含有Sb、Sn、Zn、Te、Bi及Pb中的1种以上。
Sb：0.0005～0.0150%
Sb通过使铁素体适度脆化来提高切削性。其效果特别是在固溶Al量大时显著，但在Sb低于0.0005%时，不能体现出添加效果。另一方面，如果Sb超过0.0150%，则Sb的宏观偏析过多，冲击值降低较大。因而，将Sb规定为0.0005～0.0150%。
Sn：0.005～2.0%
Sn通过使铁素体适度脆化，在延长工具寿命的同时使表面粗糙度提高。在Sn低于0.005%时，不能体现出添加效果，另一方面，如果超过2.0%，则添加效果饱和。因而，将Sn规定为0.005～2.0%。
Zn：0.0005～0.5%
Zn通过使铁素体脆化，在延长工具寿命的同时使表面粗糙度提高。在Zn低于0.0005%时，不能体现出添加效果，另一方面，如果超过0.5%，则添加效果饱和。因而，将Zn规定为0.0005～0.5%。
Te：0.0003～0.2%
Te是提高切削性的元素。此外，Te因形成MnTe或与MnS共存而使MnS的变形能力降低，抑制MnS形状的延伸。这样，Te是对降低机械特性的各向异性有效的元素。在Te低于0.0003%时，不能体现出添加效果，另一方面，如果超过0.2%，则不仅添加效果饱和，而且热延展性降低，容易成为发生表面缺陷的原因。因而，将Te规定为0.0003～0.2%。
Bi：0.005～0.5%
Bi是提高切削性的元素。在Bi低于0.005%时，得不到提高切削性的效果，另一方面，如果超过0.5%，则不仅提高切削性的效果饱和，而且热延展性降低，容易成为发生表面缺陷的原因。因而，将Bi规定为0.005%～0.5%。
Pb：0.005～0.5%
Pb是提高切削性的元素。在Pb低于0.005%时，得不到提高切削性的效果，另一方面，如果超过0.5%，则不仅提高切削性的效果饱和，而且热延展性降低，容易成为发生表面缺陷的原因。因而，将Pb规定为0.005～0.5%。
关于本实施方式的淬火用钢材的成分组成，剩余部分如上所述含有包含0.0004%以下的B的不可避免的杂质和Fe。
关于不可避免的杂质，只要是不损害本发明的效果的程度的量，也可以含有上述成分以外的成分，但优选尽量接近0%。
以下，对用作本实施方式的淬火用钢材的淬火稳定性的指标的乔米尼（Jominy）硬度进行说明。
本实施方式的淬火用钢材的特征在于，用JIS G 0561中规定的乔米尼式顶端淬火法测定的距淬火端的距离为5mm的位置处的硬度HRC即“R”和距淬火端的距离为3/16英寸即4.763mm处的计算硬度HRC即“H”满足下式（2）。
H×0.948≤R≤H×1.05 式（2）
上述的“距淬火端的距离为3/16英寸的计算硬度HRC”，能够通过非专利文献1的“5.通过计算求出顶端淬火曲线的方法”中的“5.3求知C%和DI的方法（DI法）”的P67～68记载的步骤，将距水冷端的距离规定为3/16英寸来算出（其中，DI值采用按ASTM的“A-255”算出的值。）。
这里，对以“距淬火端的距离为3/16英寸的计算硬度HRC”定义的“H”的求解方法进行说明。
（步骤1）首先，从钢的C%，通过表1（上述非专利文献1的67页的表5.8），求出“50%马氏体硬度”。
（步骤2）接着，按照ASTM（美国材料试验协会）的“A-255”，通过下式（3）算出Di值。
Di（英寸）＝F（C）×F（Mn）×F（Si）×F（Ni）×F（Cr）×F（Mo）×F（Cu）×F（V）式（3）
其中，
F（Si）＝1.00＋0.7×[Si]
F（Ni）＝1.00＋0.363×[Ni]
F（Cr）＝1.00＋2.16×[Cr]
F（Mo）＝1.00＋3.00×[Mo]
F（Cu）＝1.00＋0.365×[Cu]
F（V）＝1.00＋1.73×[V]
F（C）和F（Mn）根据C量（质量%）或Mn量（质量%）按以下求出。
在[C]≤0.39质量%时
F（C）＝0.54×[C]
在0.39质量%＜[C]≤0.55质量%时
F（C）＝0.171＋0.001×[C]＋0.265×[C]2
在0.55质量%＜[C]≤0.65质量%时
F（C）＝0.115＋0.268×[C]－0.038×[C]2
在0.65质量%＜[C]≤0.75质量%时
F（C）＝0.143＋0.2×[C]
在0.75质量%＜[C]时
F（C）＝0.062＋0.409×[C]－0.135×[C]2
在[Mn]≤1.20质量%时
F（Mn）＝3.3333×[Mn]＋1.00
在1.20质量%＜[Mn]时
F（Mn）＝5.10×[Mn]－1.12
再有，在上述式中，[元素]表示钢中的元素的量（质量%）。
从算出的Di值，通过表2（上述非专利文献1的65～66页的表5.7），求出距水冷端距离为3/16英寸的位置的“应加在50%硬马氏体硬度中的硬度数”。
再有，表2的Di值的最小单位为0.2英寸，因此其中的应加上的硬度数通过用直线内插来求出。例如，Di＝1.90英寸的距水冷端3/16英寸的位置处应加上的硬度数可通过〔7.0＋（9.5－7.0）×0.1/0.2＝8.25〕来求出。
（步骤3）在按上述（步骤2）求出的“50%马氏体硬度”中，加上按上述（2）求出的距水冷端的距离为3/16英寸的位置处的“应加在50%硬马氏体硬度中的硬度数”，求出以“距淬火端的距离为3/16英寸的计算硬度HRC”定义的“H”。
如果用通常的方法制造添加了超过0.06%的Al的钢，则N以氮化物的形式被固定，不可避免的杂质量的B变成固溶状态。在此种情况下，淬火时固溶B在奥氏体晶界偏析，淬透性受到影响。
在本实施方式的淬火用钢材中，如上所述为了避免B对淬透性的影响，可以将通过乔米尼式顶端淬火法测定的距淬火端5mm的位置处的硬度设定在没有提高Al量时的硬度范围（上述式（2）所示的范围）内。
本实施方式的淬火用钢材可通过对具有上述成分的钢坯进行第1热处理来制造。此外，也可以在第1热处理后进行第2热处理（正火）。
在第1热处理中，在淬火热处理前，将淬火用钢材加热至1260℃以上的高温，至少保持20分钟以上。但是，如果Ti添加量增加，则可降低上述加热温度，在Ti量为0.19%以上时，只要在1200℃以上的高温下至少保持20分钟以上就可以，在Ti量为0.25%以上时，只要在1150℃以上的高温下至少保持20分钟以上就可以。
在保持时间低于20分钟的情况下，即使是适当的加热温度，也不能充分进行MnS的微细化，其结果是，较多地残存可在奥氏体晶界偏析的固溶B，得不到良好的淬火稳定性。
该第1热处理也可以在开坯轧制或热锻造所用的钢锭或连续铸造板坯的加热时实施。另外，该第1热处理也可以在用于钢材轧制的加热时或钢材轧制后的任意的时刻实施。即第1热处理只要在淬火热处理前，就可在任意的时刻进行，其对象并不限制于钢的金属组织。
关于第2热处理（正火），只要根据部件所需的特性进行就可以，加热温度及保持时间等没有特别的限制。
如果添加超过0.06%的Al量，则通常N以氮化物的形式被固定，不可避免的杂质量的B变成固溶状态，影响淬透性，但根据本实施方式的淬火用钢材，由于满足以下的（x）～（z）的条件，因而能够使淬透性稳定化。
（x）将不可避免的杂质中的B限制在0.0004质量%以下。
（y）在将总N量（质量%）规定为[总N]、将Ti量（质量%）规定为[Ti]时，[总N]及[Ti]满足下式（4）。
0.006＋[Ti]×（14/48）≤[总N]≤0.03式（4）
（z）在淬火热处理前加热至1260℃以上的高温，至少保持20分钟以上。但是，在添加Ti时，可降低上述加热温度，在Ti量为0.19%以上时，只要在1200℃以上的高温下至少保持20分钟以上就可以，在Ti量为0.25%以上时，只要在在1150℃以上的高温下至少保持20分钟以上就可以。
根据条件（x）限制总B量，其结果是，固溶B量减少。此外，根据条件（y）促进BN析出，其结果是，固溶B量减少。另外，根据条件（z），通过MnS的一部分固溶然后析出，MnS微细化，从而MnS的表面积增加，此外，通过增加Ti添加量，TiN增加，其结果是，在MnS、TiN上析出的BN、或在MnS、TiN和Fe-基体的异相界面偏析的B量增加，其结果是，抑制了本来在奥氏体晶界偏析、本应影响淬透性的固溶B的偏析量，从而使淬透性稳定化。
上述淬火用钢材可通过进行机械加工及淬火，作为齿轮、轴、CVT（无级变速器，Continuously Variable Transmission）等动力传递部件使用。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件是为确认本发明的可实施性及效果而采用的条件例，本发明并不只限定于该条件例。本发明可在不脱离本发明的要旨、达到本发明的目的的范围内，采用多种条件。
将表3、表4所示的化学成分的钢锭锻造拉伸成直径35mm，接着实施表5所示的热处理1（淬火热处理前的加热）及热处理2（正火），然后实施机械加工，制作钻头切削用试验片和乔米尼试验片。但是，在试验No.31中，不进行热处理1，作为热处理2进行在1250℃的加热温度下保持0.5小时、然后进行快速冷却（AC）的热处理，在试验No.32中，不进行热处理1，作为热处理2进行在1240℃的加热温度下保持1.5小时、然后进行快速冷却（AC）的热处理。
在试验No.1、2、4～12、14～18、20～30、33～37中，作为热处理2，进行在1250℃的加热温度下保持0.5小时、然后进行放冷的热处理。
关于钻头切削用试验片，切取直径30mm、高21mm的圆柱试验片，实施铣刀加工，制作了钻头切削用试验片。关于乔米尼试验片，将JIS G 0561中规定的带凸缘的试验片作为乔米尼试验片。
〔顶端淬火试验〕
顶端淬火试验（也称为乔米尼试验）采用基于JIS G 0561的方法，通过顶端淬火方法在表5的热处理3所示的条件下实施，在按照JIS规定实施的研磨后，在距淬火端5mm的位置处，实施洛氏C级硬度测定。
〔切削性试验〕
关于切削性试验，在钻头切削用试验片上，在表6所示的切削条件下进行钻头穿孔试验，评价实施例及比较例的各淬火用钢材的切削性。此时，作为评价指标，在钻头穿孔试验中，采用可切削到累计孔深1000mm的最大切削速度VL1000（m/分钟）。
表6
（所谓NACHI普通钻头，表示株式会社不二越制的型号SD3.0的钻头。
※本工具的最表层为铁系氧化物）
淬透性的指标即顶端淬火试验中距淬火端5mm位置处的硬度R、热处理2后的硬度、切削性的指标即最大切削速度VL1000（m/分钟）的调查结果示于表7。关于硬度R，将N数设定为5进行测定，求出其最大值、最小值及标准偏差。
如表7所示，在发明例的试验No.1～27及33～37中，通过乔米尼式顶端淬火法测定的距淬火端的距离为5mm的位置处的硬度R[HRC]稳定地满足H×0.948（下限值）和H×1.05（上限值）的范围，该范围是从基于Di值、C%和Di法算出的相当于顶端淬火曲线的3/16英寸的硬度H[HRC]算出的，淬透性与没有提高Al时的淬透性相当，且切削性（VL1000）优良，为50m/分钟以上。
与此相对应，在比较例的试验No.28中，距淬火端的距离为5mm的位置处的硬度R[HRC]超过从H算出的上限值，在范围外，淬透性不稳定。这是因为，不可避免的杂质中含有的B量超过0.0004质量%，因而使淬透性上升。
在比较例的试验No.29中，切削性差。这是因为，淬火用钢材的Al量比超过0.06质量%的范围低，因而没有得到固溶Al带来的改善切削性的效果。
在比较例的试验No.30中，距淬火端的距离为5mm的位置处的硬度R[HRC]超过从H算出的上限值，在范围外，淬透性不稳定。这是因为，N量低于0.0060质量%，因而没有生成足够量的BN，较多地残存可在奥氏体晶界偏析的固溶B，使淬透性上升。
在比较例的试验No.31、32中，距淬火端的距离为5mm的位置处的硬度R[HRC]超过从H算出的上限值，在范围外，淬透性不稳定。这是因为，因没有进行相当于热处理1的条件的热处理，MnS的微细化没有充分进行，其结果是，较多地残存可在奥氏体晶界偏析的固溶B，使淬透性上升。
产业上的可利用性
如前所述，根据本发明，可通过改善切削性的效果延长工具寿命，降低生产成本，且表现出稳定的淬透性，可抑制热处理应变的偏差。因而，本发明在钢铁产业中的可利用性高。
Claims (5)
1.一种淬火用钢材，其特征在于，
其化学成分以质量%计，含有C：0.15～0.60%、Si：0.01～1.5%、Mn：0.05～2.5%、P：0.005～0.20%、S：0.001～0.35%、Al：超过0.06%且小于等于0.3%及总N：0.006～0.03%，剩余部分是含有0.0004%以下的B的不可避免的杂质和Fe；
其是通过对钢坯进行在1260℃以上的加热温度下保持20分钟以上的热处理而制成的；
用JIS G0561中规定的乔米尼式顶端淬火法测定的距淬火端的距离为5mm的位置处的硬度R和距淬火端的距离为4.763mm的位置处的计算硬度H满足下式（1），
H×0.948≤R≤H×1.05 式（1）。
2.根据权利要求1所述的淬火用钢材，其特征在于，所述化学成分以质量%计，进一步含有Cr：0.1～3.0%、Mo：0.01～1.5%、Cu：0.1～2.0%、Ni：0.1～5.0%、Ca：0.0002～0.005%、Zr：0.0003～0.005%、Mg：0.0003～0.005%、REM：0.0001～0.015%、Nb：0.01～0.1%、V：0.03～1.0%、W：0.01～1.0%、Sb：0.0005～0.0150%、Sn：0.005～2.0%、Zn：0.0005～0.5%、Te：0.0003～0.2%、Bi：0.005～0.5%及Pb：0.005～0.5%中的至少1种。
3.根据权利要求1所述的淬火用钢材，其特征在于，所述化学成分以质量%计，进一步含有Ti：0.001～0.05%，在将总N量（%）规定为[总N]、将Ti量（%）规定为[Ti]时，[总N]及[Ti]满足下式（2），
0.006＋[Ti]×（14/48）≤[总N]≤0.03 式（2）。
4.根据权利要求3所述的淬火用钢材，其特征在于，所述化学成分以质量%计，进一步含有Cr：0.1～3.0%、Mo：0.01～1.5%、Cu：0.1～2.0%、Ni：0.1～5.0%、Ca：0.0002～0.005%、Zr：0.0003～0.005%、Mg：0.0003～0.005%、REM：0.0001～0.015%、Nb：0.01～0.1%、V：0.03～1.0%、W：0.01～1.0%、Sb：0.0005～0.0150%、Sn：0.005～2.0%、Zn：0.0005～0.5%、Te：0.0003～0.2%、Bi：0.005～0.5%及Pb：0.005～0.5%中的至少1种。
5.一种动力传递部件，其通过对权利要求1～4中任一项所述的淬火用钢材进行机械加工及淬火来得到。
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