TW201037089A

TW201037089A - Steel for induction hardening

Info

Publication number: TW201037089A
Application number: TW099100786A
Authority: TW
Inventors: Hajime Saitoh; Toshiharu Aiso; Masayuki Hashimura; Atsushi Mizuno; Manabu Kubota
Original assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2009-01-16
Filing date: 2010-01-13
Publication date: 2010-10-16
Also published as: TWI502076B; KR20130035281A; TWI412606B; US20110002807A1; TW201350590A; BRPI1001251B1; CN104726798A; WO2010082454A1; EP2381003A4; BRPI1001251A2; RU2010138630A; KR101340729B1; JP4659139B2; EP2381003A1; CN101960035A; EP2381003B1; KR20100105796A; JPWO2010082454A1; RU2455382C2

Description

201037089 六、發明說明：【發明所屬技名好領域;3 發明領域本發明係關於一種被削性優良的高周波淬火用鋼，較詳細地說，係有關一種使用於齒輪或汽車用的CVT(無段自動變速箱，Continuously Variable Transmission)或CVJ(等速接頭，Constant Velocity Joint)之零件等的高周波淬火用鋼。本案是以2009年1月16曰在曰本提出申請的特願 2009-007757號為基礎主張優先權，其内容引用於此。發明背景過去以來，汽車用齒輪多在施行表面硬化處理後加以使用，表面硬化處理係採用滲碳、氮化及高周波淬火。在這之中，「滲碳」之目的為，在基體為高韌性條件下藉由將材料的表層高碳化來施行硬化，主要應用於以提高疲勞強度為目的之齒輪或汽車用的CVT或CVJ之零件等的材料。但是’渗礙處理係以在氣體氛圍中的批量處理為主流有例如在930°c附近保持數小時以上加熱的情形，會耗費很多能源和成本。另外，在實際操作中，除了有因滲碳材料的處理等容易伴隨環境的惡化等之問題以外，還有連續化 (In-Line)困難的問題。因此’為了解決這些問題，進行了用以僅採用高周波淬火處理獲得所需之強度特性的研究。究其原因，在於高周波泮火在縮短表面硬化處理時間和減少能源，還有環境 201037089 的清潔化上是非常有利的。關於解決上述課題之南周波泮火處理的發明，在例如專利文獻1中，揭示了關於高周波淬火用鋼的提案。其係提供一種限制Si為0.50%以下’ A1為0.10%以下’且在高周波淬火前的金屬組織中’控制麻田散鐵之面積分率在70。/〇以上的鋼材。利用該方法’雖然確實可以顯著提高強度，惟加工性，尤其是被削性會極度惡化。至今為止施行滲碳製造零件時的鋼材係使用JIS SCr420或SCM420等的c量為 0.2%前後的所謂膚鍛鋼（case hardening steel)，使用低c之鋼材的最大理由是確保被削性。這些鋼材在被加工成零件後由於進行滲碳淬火’表面硬度會提高且獲得零件的強度。但是，關於南周波淬火的零件’為了獲得適當的表面硬度，鋼材自身的C量不得不提高到〇_4°/。以上。這種情形，切削前的鋼材之硬度變硬，切削性獲致劣化。所以需要即使C量增加，鋼材變硬切削性依然良好的鋼材。也就是說，至今為止在用高周波淬火製造施行滲碳製製造出的零件之技術領域’可以說最大的課題是鋼材的被削性。關注用以k南被削性的過去之發明，專利文獻2提出了改善被削性的發明。這是大量添加B到0·0050%以上且N到 0.007%以上的職央削鋼。在衫求強度只提高表面粗糙度等之被削性的Jis SUMU等之低C鋼（含低濃度c的鋼）中可以應用额術’惟在本發明之著眼於中高c鋼(含中、高濃度C的鋼）中，若添加如此大量的B和N ,熱脆性會變得顯著鋼材的製造變得困難。此外，鋼材的特性在章刀性和疲 201037089 勞強度的點上獲致顯著劣化。因此，不是合適的鋼。

於是，作為兼具被削性和疲勞強度的發明，有專利文獻3及專利文獻4。專利文獻3係通過調整成分，使肥粒鐵組織和波來鐵組織之合計的組織分率達90%以上，並控制肥粒鐵的最大厚度落在30μπι的作法，兼具被削性和疲勞強度的發明。但是，肥粒鐵組織和波來鐵組織之合計的組織分率為90%以上的鋼有很多，僅這樣，被削性的提高是不夠的，必須利用合金元素進一步改良。專利文獻4係使MnS的長寬比（aspect ratio)小到10以下，且施加高周波加熱直到鋼材的中心部之條件，藉此使被削性和疲勞強度提高的發明。這種降低MnS的長寬比以提高被削性和疲勞強度的技術是自過去以來公知的方法。但是，利用該方法是不夠的，必須利用合金元素做進一步改良。另外，若對高周波淬火法施加限制，會有實際應用受到限制的缺點。先前技術文獻專利文獻【專利文獻1】特開2007-131871號公報【專利文獻2】特開2007-107020號公報【專利文獻3】特開2006-28598號公報【專利文獻4】特開2007-16271號公報【發明内容】發明概要發明欲解決之課題本發明之目的在於，提供一種改善了上述記載之習知 201037089 發明的缺點，且被削性優良的高周波淬火鋼。以將特別是使用在齒輪或汽車用之C V T或c v J等零件的製造步驟從滲碳處理轉換到高周波淬火處理為課題。用以欲解決課題之手段本發明人專為解決該課題進行詳細研究之結果，發現透過與習知的鋼相比大幅增加乂量，且適當控制A1量、N 量的方式，可以在維持強度的同時提高被削性，終而完成本發明。即’本發明之要旨所在如下所述。本發明之高周波淬火用鋼以質量％表示含有，c: 0 40〇/〇以上0.75%以下’ Si : 0.002%以上3.0%以下，Μη : 0.20以上 2.0%以下 ’ S : 0.002%以上0.1%以下，Α1 :超過〇.ι〇〇/〇3.〇〇/0 以下，P : 0.030%以下及N : 0.035%以下，剩餘部分含有^ 及不可避免的雜質。本發明之高周波淬火用鋼以質量％表示亦可進一步含有，B : 0.0004%以上0.005%以下。此外，以質量％表示亦可含有，Ti : 0.004%以上〇.10% 以下。此外，以質量％表示亦可含有，選自Cr : 0.05%以上 1.50%以下，以及Mo : 0.05%以上0.6%以下所組成之族群中的1種或2種元素。此外，以質量％表示亦可含有，選自Nb : 0.005%以上 0.2%以下，以及V : 0.01%以上1.0%以下所組成之族群中的 1種或2種元素。此外，以質量％表示亦可含有，選自Sb : 0.0005%以上 201037089 0-0150%以下，Sn : 〇_〇〇5%以上2.0%以下，Zn : 0.0005%以上0·5%以下，Te : 0.0003%以上0.2%以下，Bi : 0.005%以上〇·5%以下’以及Pb : 0_005%以上0.5%以下所組成之族群中的1種或2種以上的元素。此外’以質量％表示亦可含有’選自Mg :〇·〇〇〇2%以上〇·〇〇3%以下，Ca : 0.0003%以上0,003%以下，Zr : 0.0003%

❾ 以上〇.〇〇5%以下，以及REM: 0.0003%以上〇.005%以下所組成之族群中的1種或2種以上的元素。此外，以質量％表示亦可含有，選自Ni :〇〇5%以上2 〇% 以下，及CU : 0_01%以上2·0%以下所組成之族群中的丨種或 2種元素。發明效果若利用本發明之高周波淬火用鋼，因為c含量為〇4〇% 以上0.75%以下，且A1含量為超過〇 1〇〜3 〇%，所以可以在維持高周波淬火用鋼之強度的同時改善被削性。所以’在本發明中，提供-種可以將特別是使用在齒輪或汽車用的CVTACV】等零件的製造步驟從渗碳處理轉換到高周波淬火處理的鋼。圖式簡單說明第1圖為鋼材的A1量與工具壽命之關係的示意圖。 I：實施方式]j 用以實施發明之形態以下，關於I發明之實施形態做詳細說明。對限定本發明之鋼齡_由做㈣。這裡，成分的 201037089 含量單位之°/°意味著質量％。 C : 0.40%以上〇·75%以下 C有破保高周波淬火後的表面硬度之仙和確保鋼（芯部）的所需之強度的作用。c的含量若低於0.40¼，就無法獲得由前述作用產生的所需效果。另一方面，若含c超過 0_75°/〇 ’韌性就會劣化，壓延材料會產生季裂等製造上的問題。所以，C含量定在0.40%〜0 75%，為較安定地確保上述效果’以調整到0.50%〜0.65%為佳。 A1 :超過〇.10〜3.0% A1是本發明之鋼中最重要的元素，所以做詳細說明。製造調整成分到，含有c : 0·5〇%以上〇.6〇%以下，Si : 0.002%以上0.80%以下，Μη : 0.50%以上0.9%以下，s : 0.005% 以上 0.1%以下，Α1:〇·〇1〇〇/0 以上 3.5%以下啊：0.〇〇1〇/0 以上0.035%以下，以及ρ : 〇〇3〇%以下，且剩餘部分含有Fe 及不可避免的雜質之，很多的鑄錠，製造5〇φ的壓延坯料。這樣調整成分使壓延坯料的硬度在2〇〇〜220HV左右的範圍内。由這些坯料製作45φχ15ηιιη的圓盤試料。對於這些試料以示於表丨之條件進行被削性試驗（片山昌著「失敗L々I、被削材·工具材0見方.選α方」日刊工業報社，東京，2007年發行Ρ.27記載的試驗方法）。以一定的鑽頭轉迷(m/min)，在圓盤試料鑽開總深度1000mm 的孔。切削中鑽頭沒有破損時，使用新鑽頭，以更快的鑽頭轉數鑽開總深度1000mm的孔。將該操作進行到切削中鑽頭發生破損為止。然后，將切削中鑽頭沒有破損的轉數之 201037089 中’最大的轉數(利用鑽頭使孔的總深度達到l〇〇〇mm之最大的切削速度(m/min))用於被削性的評估。這是評估工具壽命的試驗，可知最大的切削速度越快’工具就越不容易破損，鋼的被削性優良。【表1】切削條件鑽頭切削速度 10 〜90m/min (|)3mm 進給 0.25mm/rev 使用水溶性切削油 NACHI(商標）兩速鋼鑽頭〔不二越社(NACHI-FUJIKOSHl CORPORATION) 製的型號SD3.0的鑽頭）

試驗結果示於第1圖。由第1圖得知，A1量為超過 0_10%3.0%以下時，可獲得優良的工具壽命。由上述的實驗結果來看，用以提高工具壽命的A丨量要為超過0·10%3_0%以下。雖然獲得這種頗有意思的結果之詳細原因並不清楚，惟本發明人等在利用ΕΡΜΑ或歐傑電子分光法對切削試驗後的工具表面進行調查後’得知在新品的工具表面未觀察到，卻在切削後的1具表面生成了 Αΐ2〇3β由該事項，推測鋼中的ΑΗ系在切削中附著到工具表面，且與空切削油中含㈣氧或高速鋼（高紅具鋼)鑽頭表面的蒸氣氧化處理膜(Fe3〇4)(蒸氣氧化處理亦稱為水蒸氣處理，是為了賦予工具義性等’在水蒸氣中施行熱處理，以生成厚數阿之魏化膜的纽。參見：日接纽麟協會編著：「熱處理技術便覽」日·f報社、東京、漏年發行㈣記載)中的氧發生反應’在工具表面生成了硬質的 201037089

Al2〇3 膜。

Al2〇3硬度約3000HV，比高速鑽頭工具鋼（硬度約 700HV)還硬，不易磨損。另外，通常，在鋼材與工具為相同材質（鐵)時，在接觸部分會產生黏著，工具容易發生磨損 (黏著磨損）。對於此，若以A1203為介質，就可以降低相同材質（鐵)彼此的接觸，抑制工具的磨損。因此，推測該ai2o3 通過抑制黏著磨損提高了工具壽命。在習知的含Pb快削鋼中，因為Pb的熔點低至約330°C，所以會因切削加工中的升溫容易地熔融，在工具和切屑的界面產生潤滑作用並抑制黏著。此外，因Pb炫融導致延性下降，所以容易在刀口附近引起延性破壞，使得切削時所必要的塑性加工能量小，被削性因而提高。但是，對健康不利，不使用Pb的快削元素乃受到需求。在習知的含S快削鋼中，被削性因MnS在高溫下大幅變形並附著到工具與切屑的界面所產生之潤滑作用和，MnS在工具刀口成為破壞的起點促進延性破壞這兩個效果而提高。但是，MnS在熱鍛時會被展延，所以有使得對鍛造方向呈垂直的方向之延韌性等的機械特性降低的問題。與此相對，本發明的鋼中，在工具表面形成ai2o3膜，認為工具的磨損受到抑制。一般而言，在鋼材之硬度高的情形，工具壽命會下降，若比較相同程度的硬度之鋼材，本發明的鋼有延長工具壽命的效果。 A1量的合適範圍為0.11%以上3.0%以下。較佳的是， 10 201037089 Α1量為ο. 15%以上2.9%以下 1.1%以下。更好的是，Α1量為〇.2。/。以上本實施態樣係高周波淬火用鋼，高周波淬火時，通常係在Αι點(從肥粒鐵相(α相）向沃斯田鐵相(γ相）的轉變叫上的溫度加_的表面2〜3mm之厚度，接著進行水冷。藉此，在表面層形成麻田散鐵(硬度約6〇〇1^¥以上卜 " A1含量增多，域就會升高，惟辦量超過3 〇%時， Ο Ο 高周波淬火B«妨會發生相變。因此，從高周波泮火的點來看，也必須將A1含量設在3 〇。/。以下。另外，A1通常是作為脫氧材料發揮機能，其結果約 0.001〜0.002%的Al2〇3殘留在鋼中。這裡，形成八^^的… 為27x2/(27x2+16x3)。剩餘A1的一部分與N結合，形成A1N。形成A1N的A1難以固溶，推測與空氣中的氧、切削油中含有的氧或高速鋼鑽頭表面的蒸氣氧化處理膜(Fe3〇4)中的氧難以反應。因此，固溶A1的含量（除A1N以外的A1量）以超過〇.1〇/0為佳。故此，以滿足以下的關係式為佳。 [%Al]-(27/14)x[%N]-0.001 > 0.10〇/〇這裡’式中，[]意味著元素的含量（質量％)。另外，上述式為製造鋼時施行熱處理等，假定鋼中的N全部與A1結合所得之式。

Si : 0.002%以上3.0。/。以下

Si在以製鋼時的脫氧材料之形式含有的同時也是提高鋼材強度的元素，根據要求強度調節其含量。但是，為使 201037089

Sl含量有效發揮脫氧作用，必須有0.002%以上的含量。另一方面’超過3〇%時，在鋼材的韌性、延性降低的同時，鋼中有硬質失雜物大量生成，鋼材的被削性也會下降。因此’ Sl含量定在0.002%以上3.0%以下。Si量的合適範圍為 0.3%以上3.0%以下。較佳的是，Si量為0.4%以上2.5%以下，更好的是’ Si量為0.5%以上2.2%以下。Si量若為0.6%以上 2·1%以下，則強度優異。Si量若為0.8%以上2.0%以下，則強度更加優異。 Μη : 0.20〜2_0〇/〇 Μη與Si同樣為提高鋼材強度的元素，根據要求強度調節其含量。因此，為有效發揮該作用，必須確保〇2〇%以上的含量。但是，Μη含量超過2_0%時，淬火性過於提高，製造坯料時促進變韌鐵組織或島狀麻田散鐵組織的生成，加工性會變得下降。因此，Μη的範圍為〇2〇%以上2〇%以下。切削本實施態樣的鋼以製作零件形狀，之後，進行高周波淬火時，直至切削步驟為止鋼都比較軟，宜藉高周波序火達到所需的硬度。為貫現這種優良的加工性，Μη的含量以0.40〜1.5%為佳，0.45〜1.0%更好。 S : 0.002%以上0.1%以下為確保最低限度的被削性，S必須在0.002。/。以上。另一方面，含有S超過0.1%時，會導致韌性和疲勞強度的劣化。因此，S設在0.002%以上0.Ρ/。以下。用於齒輪之用途時，s 含量以0.005〜〇·〇6%為佳，〇.〇1〜〇·〇5%更好。 Ρ : 0.030% 以下 12 201037089 P會使硬化層的韌性劣化。特別是在p含量超過0.030% 時，會招致顯著的韌性劣化，所以P含量定在〇〇3〇%以下。 P含量宜調整到 0.0001%〜0·030°/。為佳，0.0001%〜0.020〇/。更好。 N : 0.035%以下超過0.035%之N的添加，會使熱脆性顯著劣化，壓延鋼材的製造變得極為困難。因此，N限制在0.035%以下。另外，N和A1反應生成A1N，有抑制晶粒粗大化的效果。一般而言’高周波加熱與通常的用熱處理爐之加熱不同，因為加熱時間為極短的時間，所以難以生成那麼大的晶粒。但是’在想要積極地謀求晶粒微細化之情形，；^含量宜以 0.0001%〜0.035°/。為佳，添加0.001%〜0 015%左右之量的N 更好。若設在0_002%〜0.007%左右的量就更加合適。本發明的鋼中，根據需要，宜進一步含有示於以下的元素。 B : 0.0004%以上0.005%以下 B在兩點上是重要的元素。一點是賦予鋼淬火性的作用。B若為0.0004%以上，會在沃斯田鐵晶界充分偏析體現淬火性。以微量獲得淬火性，且在廉價的點上是有用的。另一點是提高結晶晶界的強度之作用。藉高周波淬火硬化表層，會發生脆化且在結晶晶界發生破壞。B有抑制該情形的作用。因為此時也必須在沃斯田鐵晶界充分偏析，所以必須要0.0004%以上的添加。超過〇〇〇5%的添加反而使鋼材變脆。因此，B為0.0004%以上0 005%以下。 13 201037089 特別是在本發明之鋼中，因為A1含量超過〇1%，61^就生成，所以容易獲得上述B之作用效果。 B含量以0.0005〜0_004%為佳，〇〇〇1〜〇〇〇35%更好。此時，可以形成不僅淬火性優良，機械特性亦優的鋼。

Ti : 0.004%以上〇_1〇%以下社曰Tl在兩點上是重要的元素。—點是將高周波加熱後的結晶粒徑微細化的作用。另—點是藉使N以TiN的形式析出’抑制因BN生成造成的固溶B量減少的作用。通常，後者的目的中，Ti的添加量必須達到N量的3 43倍，惟在本發明=鋼中，因為大量含有A卜所以並不必須那麼多的Ώ量。 Ti含量不足G.0G4%時，兩者的效果小。另—方面，Ti含量超過〇桃時，生成粗大的Ti夾雜物，成為疲勞㈣的起點。因此，Ti含量為0.004%以上〇·ι〇〇/〇以下。 Τι含量以0.005〜0.08%為佳，〇〇1〜〇〇3%更好。此時，固溶Β的淬火性得到有效地發揮，結晶晶粒亦可微細化。

Cr . 0.05%以上1.50%以下及]^〇 : 〇〇5%以上〇 6%以下所組成之族群中選出的1種或2種

Cr和M。是提高鋼㈣度的元素，根據要求強度及零件的尺寸含有所需量亦可。但是’Cr量不足〇·〇5%日夺，無法獲得前述作用產生的所需效果ϋ面心含量超過丨猶時，淬火性過分提高，述料(鋼）的製造時㈣鐵組織或島狀麻讀鐵組織的生成受到促進’加工性變得下降。因此，添加時設在0.05。/。以上 1.50%以ρ但是，〶周波加熱時會容易使雪明碳鐵溶解， 14 201037089 ^ 在必須均勻地固溶C之情形，Cr含量以〇〇5%以上〇 2%以下為佳。

Mo不足0.05%就無法獲得效果。另一方面，Μ〇含量超過0.6%時，淬火性就會過分提高，坯料(鋼）的製造時變韌鐵組織或島狀麻田散鐵組織的生成受到促進，加工性變得下降。因此，添加時設在0.05%以上0.6%以下。在使鋼材的強度提高之目的的情形，由於Cr和M〇有共 Ο 同的作用，亦可添加任1種或2種。從Nb : 0.005%以上0.2%以下，以及V ·· 0.01%以上丨〇% 以下所組成之族群中選出的丨種或2種

Nb和V在鋼中藉由析出碳氮化物來鎖住結晶晶界，並 ^ 使晶粒微細化。其結果，提高結晶晶界的強度。

Nb不足0.005%時，因為析出量少，晶粒成長的抑制力不足，另一方面，Nb超過0.2%時，鋼的熱脆性增加，製造變得困難。因此，Nb設在0.005%以上0.2%以下。〇 V不足0.01〇/〇時，因為析出量少，晶粒成長的抑制力不足。另一方面，V超過1.〇。/。時，鋼的熱脆性增加，製造變得困難。因此，V設在〇.〇1〇/。以上丨以下。由於Nb和V是發揮同樣作用的元素，所以添加任丨種或 2種亦可。從>^1.〇_〇5%以上2.〇%以下及(：：1；1:〇〇1%以上2〇%以下所組成之族群中選出的丨種或2種 Νι和Cu都是鋼的提高鋼材強度之元素，根據要求強度及零件的尺寸亦可添加所需量。 15 201037089 但是，Ni含量不足0·05%時，無法獲得前述作用產生的所需崎甲从禾。另一方面，Ni含量超過2.0%時，淬火性過分提问，坯料(鋼）的製造時變韌鐵組織或島狀麻田散鐵組織的生成乂到促進，加工性變得下降。因此，為〇以上2 以下。 U 3堇不足0.01%時，無法獲得前述作用產生的所需效果。另一方面，（^含量超過2.〇%時，淬火性過分提高坯料(鋼）的製造時變韌鐵組織或島狀麻田散鐵組織的生成受到促進，加工性變得下降。因此，（：11為〇〇1%以上2 〇%以下。再者，由於Cu也有引起熱脆性的弊端，所以在添加cu 時’宜同時添加Cu的1/2左右量的Ni。此外’在提高被削性時，在上述各成分以外，可以添加選自 Sb : 〇.〇〇05%〜0_0150%、Sn : 〇〇〇5%〜2 〇%、Zn : 0.0005〇/〇〜0.5%、Te : 0.0003%〜0.2〇/〇、Bi : 0.005%〜0.5% 及Pb. 0.005%〜0.5%組成之族群中的1種或2種以上的元素。 Sb : 0.0005%以上0.0150%以下

Sb會適度脆化肥粒鐵’使被削性提高。訃含量不足 0.0005%時’無法看到效果。而若sb含量超過〇_〇i5〇%，Sb 的宏觀偏析會變得過多’鋼的製造變得困難。所以添加sb 時，其含量為〇·〇〇〇5%以上0.0150%以下。

Sn : 0.005%以上2.0%以下

Sn在使肥粒鐵脆化’延長工具壽命的同時，有使表面粗糙度提高的效果。但是’ Sn含量不足0.005%時，無法看到該效果。而Sn含量超過2.0%時，鋼的製造變得困難。因 16 201037089 此，添加Sn時，其含量為0 005%以上2 〇%以下。

Zn : 0.0005 以上〇·5%以下

Zn在使肥粒鐵脆化，延長工具壽命的同時，有使表面粗糙度提咼的效果。但是，Zn含量不足〇〇〇〇5%時，無法看到該效果。而Zn含量超過〇.5%時，鋼的製造變得困難。因此’添加Zn時，其含量為0.0005%以上〇·5%以下。

Te : 0.0003 以上0.2%以下

O Te是提高被削性的元素。另外，以生成MnTe或與MnS 、存的形式降低MnS的變形能，有抑制MnS形狀的延伸之作用。這樣，Te是降低異向性的有效元素。但是，Te含量不足0.0003%時，無法看到這些效果。而丁6含量超過〇2%時， ' 不僅該效果飽和，熱延性還會降低，成為開裂的原因。故此，添加Te時，其含量為0.0003%以上02%以下。

Bi : 0_005以上0.5%以下是提高被削性的元素。但是’ Bi含量不足0.005%時， Ο 無法獲得該效果。而Bi含量超過〇.5%時，不僅被削性提高政果飽和，還會降低熱延性，成為開裂的原因。故此，添加Bi時，其含量為0.005%以上〇.5%以下。

Pb : 0.005以上0.5%以下 pb是提高被削性的元素。但是，Pb含量不足0 005%時，無法看到該效果。而Pb含量超過0.5%時，不僅被削性提高政果飽和，還會降低熱延性’成為開裂的原因。故此，添力口!^時，其含量為0.005%以上0.5%以下。此外，在對MnS進行形態控制時，可以添加選自Mg : 17 201037089 0.0002%以上〇.〇03%以下，Ca: 〇〇〇〇3%以上〇〇〇3%以下， Zr : 0.0003% 以上〇.005%以下，以及REM : 〇〇〇〇3% 以上 0.005%以下所組成之族群中的丨種或2種以上。

Mg : 0.0002〜〇.〇〇3〇/0 在鋼零件中存在之伸長的MnS會給予鋼零件之機械特性異向性，同時有成為金屬疲勞之破壞起點的缺點。依據零件’有時會極度地要求疲勞強度，此時，為了控制厘沾的形態，添加Mg是有效的。Mg在鋼中生成(Mg,Mn)S ,且成為硬質，在壓延中不會延伸所以可以進行形態控制。為對MnS進行形態控制’ Mg必須至少含有0.0002%。另一方面’ Mg含量超過0.003°/。時，氧化物發生粗大化，反而使疲勞強度劣化。因此，添加Mg時，其含量為0.0002〜0.003%。

Ca : 0.0003 〜0.003%

Ca也是對MnS形態控制有效的元素。Ca在鋼中生成 (Ca，Mn)S，且成為硬質，在壓延中不會延伸所以可以進行形態控制。為對MnS進行形態控制，Ca必須至少含有 0.0003%。另一方面’ Ca含量超過〇.〇〇3°/。時，氧化物發生粗大化，反而使疲勞強度劣化。因此，添加Ca時，其含量為 0.0003〜0.003%。

Zr : 0.0003〜0.005%

Zr也是對MnS形態控制有效的元素。Zr在鋼中生成 (Zr，Mn)S，且成為硬質，在壓延中不會延伸所以可以進行形態控制。為對MnS進行形態控制，Zr必須至少含有 0.0003%。另一方面’ Zr含量超過0.005%時，氧化物發生粗 18 201037089 大化，反而使疲勞強度劣化❶因此，添加Zr時，其含量為 0.0003〜0.005%。 REM : 0.0003〜0.005% REM也是對MnS形態控制有效的元素。REM在鋼中生成(REM，Mn)S ’且成為硬質，在壓延中不會延伸所以可以進行形態控制。為對MnS進行形態控制，REM必須至少含有〇.00〇3%。另一方面，rEM含量超過0.005%時，氧化物發

生粗大化’反而使疲勞強度劣化。因此，添加REM時，其含量為0.0003〜〇.〇〇5〇/。。再者’ REM表示稀土類金屬元素，為選自&，γ，La，

Ce pr ’ Nd ’ Pm ’ Sm，Eu，Gd，Tb，Dy，Ho，Er，Tm ,

Yb ’及Lu中的1種以上。本發明的鋼若具有上述成分，就可以達到上述作用效果。為此，本發明之鋼的製造條件不作特殊限定可以用通常的方法加以製造。通當，太路nn > , 本毛月之鋼係將經過成分調正的鋼坯進行熱軋或冷軋後所製得之壓延材料。本發明之鋼是被削性極其優異的鋼，在處於實施的步吏用該鋼製作零件等之製品的步驟），是將壓延材料(本鋼)進行_，製作零件形狀’接著進行高周波泮火篓.隹一一田上削，製作零件形狀，接者進仃咼周波淬火之情形；還有都B可心有在切削則施行退火等當然都疋可以的。另外，高周波淬火亦可藉由軟氮化進—步棱回兩周波淬火後的表層硬度， ^aa ^ , 像的步驟亦可應用於本發明之鋼。另外，將前述的複是敌種步驟進行組合製造零件 19 201037089 的鋼亦同。實施例以下，利用實施例進一步詳細地說明本發明，惟這些實施例並非限定本發明的性質，依據前述、後述的主旨做設計改變的任一項均包含於本發明之技術範圍。以下，基於實施例詳細地說明本發明。溶解、壓延示於表2〜4的鋼，製作50φ的棒鋼。 20 201037089 Q , . 〇【<N<】 ♦t 瀑其他元素| Sb:0.01 Bi:0.011 Bi:0.011 £ 0.12 0.12 U • i-H > 1 0.022 0.021 1 〇 U CQ 0.0023 0.0023 1 0.0051 0.0051 | 0.0031 0.0031 0.0029 0.0044 0.0060 0.0062 0.0062 0.0050 0.0050 0.0071 1 0.0130 0.0048 0.0072 1 0.150 1 0.108 1 0.070 1 o.iio | 0.140 | 0.065 0.110 I 0.139 ! 0.200 1 0.120 1 0.052 | 0.120 | 0.044 1 0.123 1 0.052 1 1.300 0.078 1 0.047 1 0.040 1 0.020 1 0.017 | 0.013 | 0.015 | 0.018 i 0.052 | 1 0.012 1 1 0.048 1 0.045 | 0.020 | 0.020 1 0.027 1 0.022 1 0.022 | 0.018 1 Oh 0.026 1 0.025 1 0.017 1 0.017 I o.oii | 0.012 | 0.020 | 0.018 1 0.013 i 0.030 | 0.020 | 0.009 | 1 0.009 1 0.024 1 0.010 1 0.014 | 0.014 1 £2 1 0.42 0.41 ； 0.64 ! 1 0.65 ! | 0.53 | | 0.53 | | 0.52 | | 0.70 | 1 0.64 1 1 0.59 1 | 0.59 | | 0.53 | 1 0.53 1 0.55 1 0.55 1 0.39 | 0.75 1 • <-Η in 1 0.68 0.71 0.26 0.25 0.45 0.45 0.39 0.05 0.20 0.59 0.59 0.72 0.72 0.05 0.05 1 0.05 0.19 U 1 0.43 0.44 0.45 1 1 0.35 1 0.50 | 0.50 | 0.51 | 0.53 | 0.55 1 0.52 1 0.52 0.51 0.51 0.56 1 0.56 1 0.65 0.57 < r Λ CQ u Q < U Q cn ω m 0Q 寸 < CQ CQ 區分發明例發明例比較例i 比較例 1發明例比較例發明例發明例 1發明例 1發明例1 |比較例發明例 1比較例 1發明例1 1比較例發明例比較例 21 201037089 其他元素I Sn:0.05 ! Sn:0.05 Zn:0.06 Zn:0.06 £ U ο Γ^ί Ο > Xi 〇 00 ο ο P ι 0.057 1 0.030 1 0Q 0.0025 0.0021 綦 | 0.0078 | 0.0078 0.0077 1 0.0130 1 1 0.0065 1 0.0026 1 0.0065 1 0.0062 1 0.0074 1 0.0038 | 0.0056 0.0071 0.0043 | 0.0043 0.0053 0.0070 1 0.0041 1 0.0041 1 l〇.146 I l〇.〇65 1 0.116 ! i〇.160 1 I0.148J Ι〇.172ΐ L〇. 128 I l〇.153 1 1〇.189 ] i〇.25〇J l〇.063l 13.320 1 l〇.180 l〇.071 0.136 l〇.195j l〇.125j 0.072 | m I 0.032J 0.027」 1 0.018 I 0.008 1 0.013 [0.018 1 1 0.022 j I o.oii I 0.051 | 0.050 0.051 0.050 | 0.032 0.0331 0.017] 1 0.018 j 1 0.023 | 0.027 CL, 0.026 I o.oii I o.oiol ! 0.014 I I 0.018 0.010 1 0.022 I 0.021 I 0.017 1 0.018 0.021 0.016 I 0.010 [0.015 0.010 I 0.009 I 0.014 1 | 0.011 1 00 o 00 o ο § ο Ο ο Ό 〇 ΓΛ Ο 〇 ΙΛ) 〇\ o o 〇 o 〇 § 〇 cn 0 0 〇 Ο 00 C^i o 00 C^) o (Ν ο ο <Ν Ο Ο o ο o s o o Ό 〇 00 in 〇 00 to 0 〇 0 (N IT) (N u ^/Ί IT) o uo o m ο Τ—Η ιη ο ΟΝ ιη Ο ^Ti ο o ^Τ) Ο in O cn o to d o 〇 0 〇〇 m 0 s 0 S 〇 *55? t»v?% < 卜 < 00 02 00 S ω 00 00 O 00 K 00 00 oo < Os PQ < 〇 0Q 0 u 〇 Q 0 區分 1發明例1 比較例發明例發明例 1發明例ι 發明例發明例發明例發明例發明例 I比較例 I比較例 1發明例| 比較例發明例發明例發明例 1比較例 22 201037089 Q , . Ο 【寸ί

其他元素 ΖπΟ.ΟΟΙ REM:0.002 Mg:0.001 Ca:0.0009 Te:0.0011 Te:0.0011 £ β > (N 〇 (N 〇 X) 2 0.022 〇 PQ 0.0019 綦 | 0.0061 1 0.0003 | 0.0053 1 0.0043 | 0.0160 I 0.0042 | 0.0044 j 0.0160 j 0.0021 | 0.0021 | 0.0055 0.0039 0.0048 0.0048 0.0053 0.0073 | 0.130 0.102 1.250 0.155 0.200 0.183 | 0.119 j 0.083 j 0.107 | 0.070 1.420 0.110 0.184 0.045 0.058 0.166 C/3 [0.032] 1 0.018 | 0.025 I | 0.062 j | 0.013 | | 0.050 I | 0.025 | | 0.044 | | 0.026 I 0.003 | 0.019 I 0.012 | 0.020 0.019 0.013 0.044 CX 0.012 0.016 0.019 0.001 0.010 0.009 0.011] 0.025 | 0.012 1 0.009 0.012 0.018 0.014 0.013 0.013 0.025 1 m in ο »—Η Ο »Ti 〇 00 〇 00 〇 s o o o § g —1 < o (N <N 〇 d 〇 in m O o m in CTs rn 1—H 00 in o s (N 宕 o o 〇〇 H (N (N s o 泛· rn 宕 o U 00 in ο S o (N VO 〇 o 〇 o O o in O i—H in 〇 o 〇 ? o in ITi 〇〇 00 o < PQ U ί—H Q r-H 1—^ o F—^ < cs H CQ (N r·^ < CQ r^> t—H U m Q m T~H ω m 寸區分發明例發明例發明例發明例發明例發明例 |發明例 I比較例發明例比較例發明例發明例 |發明例| |比較例| |比較例| I比較例I 23 201037089 切斷壓延後的鋼材’並掩膜橫斷面後，在距表面 12.5mm深的位置用荷重10k§進行3點的維氏硬度測定，求得平均硬度。一方面，由這些坯料(壓延後的鋼材）製作45φχ15ηιηι的圓盤試料。對於這些圓盤試料，用示於表1之條件進行被削性試驗。如前所述，求取利用鑽頭產生的孔之總深度達到 1000mm的最大切削速度(m/min)，評估被削性。這是評估工具壽命的試驗。另一方面，由這些述料製作17_5φχ52·5ηιπι的圓柱試料。對於這些圓柱試料，用硬化層深度為2mm之條件進行高周波浮火。之後，切斷、研磨橫斷面，在距表層0.5mm的部位用300g的荷重進行10點的維氏硬度測定，求得表層硬度的平均值。特別是在使用於齒輪等的各種零件之情形，這是評估高周波淬火用鋼之強度的指標。將利用試驗所得之壓延鋼材的平均硬度、工具壽命及高周波淬火後的表層平均硬度之結果示於表5，6。 24 201037089 【表5】

區分編號鋼材硬度 (HV) 壓延鋼材的工具壽命 (m/min) 南周波泮火後的表層硬度 (HV) 發明例 1A 150〜180 130 650 發明例 1B 150〜180 125 658 比較例 1C 150〜180 110 665 比較例 1D 150〜180 130 587 發明例 2A 180〜200 135 703 比較例 2B 180〜200 115 703 發明例 3A 180〜200 105 710 發明例 3B 180〜200 115 720 發明例 3C 180〜200 110 738 發明例 3D 180〜200 110 715 比較例 3E 180〜200 90 715 發明例 4A 180〜200 110 712 比較例 4B 180〜200 80 712 發明例 5A 180〜200 125 740 比較例 5B 180〜200 105 740 發明例 6A 200〜220 100 800 比較例 6B 200〜220 80 747 發明例 7A 200〜220 110 735 比較例 7B 200〜220 90 735 發明例 8A 200〜220 95 721 發明例 8B 200〜220 100 705 發明例 8C 200〜220 100 765 發明例 8D 200〜220 100 736 發明例 8E 200〜220 100 739 發明例 8F 200〜220 100 761 發明例 8G 200〜220 100 725 發明例 8H 200〜220 100 722 比較例 8i 200〜220 75 760 比較例 8J 200〜220 75 590 25 201037089 【表6】區分編號鋼材硬度 (HV) 壓延鋼材的工具壽命 (m/min) 南周波泮火後的表層硬度 (HV) 發明例 9A 200〜220 90 742 比較例 9B 200〜220 70 742 發明例 10A 220〜240 80 760 發明例 10B 220〜240 80 719 發明例 10C 220〜240 80 768 比較例 10D 220〜240 60 768 發明例 11A 240〜260 60 755 發明例 11B 240〜260 55 768 發明例 11C 240〜260 60 781 發明例 11D 240〜260 60 762 發明例 11E 240〜260 60 824 發明例 11F 240〜260 60 794 發明例 11G 240〜260 55 762 比較例 11H 240〜260 35 853 發明例 12A 240〜260 55 709 比較例 12B 240〜260 40 709 發明例 13A 270〜280 25 708 發明例 13B 270〜280 20 775 發明例 13C 270〜280 5 853 比較例 13D 270〜280 5 736 比較例 13E 270〜280 5 680 比較例 14 壓延材料發生季裂就壓延鋼材的每一個硬度水準比較本發明例和比較例之試驗結果。這是因為被削性會受硬度的影響，所以如果不用硬度大致相同的鋼材來做比較就沒有意義了。試料號碼（編號）的數字相同的，意味著壓延鋼材的硬度水準相同。編號ΙΑ，1B是本發明例。工具壽命優良，而且表層硬度也在HV600以上，是獲得足夠強度特性的鋼材。編號1C， 1D是比較例。由於編號1C的A1量低於本發明範圍，是工具 26 201037089 壽命降低之例。編號1D雖然A1量在本發明範圍内所以工具 ’壽命優良，惟因c量低於本發明範圍，所以是高周波泮火後之表層硬度降低之例》編號2A是本發明例。八丨量在本發明範圍内，且亦含有 Pb所以工具壽命優良。而且表層硬度也在狀刪以上，是獲得足夠強度特性的鋼材。編號2B是比較例。因為A14 低於本發明範圍，所以是工具壽命劣化之例。 0 、編號3A’3B，3C，3D是本發明例。工具壽命優良，且表層硬度也在刪㈣上，是獲得足夠強度雜的鋼材。編號3E是比較例。因為A1量低於本發明範圍，所以是工具壽命劣化之例。編號4A是本發明例。八丨量在本發明範肋，且亦含有 Sb ’所以工具*命優良。而且表層硬度也在狀刪以上， ' {獲得足夠強度特性的鋼材。編號4B是比較例。因為处低於本發明範圍，所以是工具壽命劣化之例。〇編號5A是本發明例。A1量在本發明範圍内，且亦含有

Bl，所以王具壽命優良。而且表層硬度也在HV6G0以上，是獲得足夠強度特性的鋼材。編號沾是比較例。因為财低於本發明範圍，所以是工具壽命劣化之例。編號6A是本發明例。工具壽命優良，且表層硬度也在聰〇〇以上，是獲得足夠強度雜的鋼材。職6B是比較例。因為A1量低於本發明範圍，所以是工具壽命劣化之例。編號7A是本發明例。A1量在本發明範圍内，且亦含有 Sn ’所以工具壽命優良。而且表層硬度也在hv_以上， 27 201037089 是獲得足夠強度特性的鋼材。編號7B是比較例。因為A1量低於本發明範圍，所以是工具哥命劣化之例。編號8A，8B，8C，8D，8E，8F，8G，8H是本發明例。工具壽命優良，且表層硬度也在HV600以上，是獲得足夠強度特性的鋼材。編號8i是比較例。因為A1量低於本發明，所以是工具壽命劣化之例。編號8J是比較例。因為A1量高於本發明，所以是工具壽命劣化之例。編號9A是本發明例。A1量在本發明範圍内，且亦含有 Zn，所以工具壽命優良。而且表層硬度也在HV600以上，是獲得足夠強度特性的鋼材。編號9B是比較例。因為A1量低於本發明範圍，所以是工具壽命劣化之例。編號10A ’ 10B，10C是本發明例。工具壽命優良，且表層硬度也在HV600以上’是獲得足夠強度特性的鋼材。編號10D是比較例。因為A1量低於本發明，所以是工具壽命劣化之例。編號11A ’ 11B，11C ’ 11D，11E，11F，11G是本發明例。因為A1量在本發明範圍内，所以工具壽命優良。而且表層硬度也在HV600以上，是獲得足夠強度特性的鋼材。編號11H是比較例。因為A1量低於本發明範圍，所以是工具壽命劣化之例。編號12A是本發明例。A1量在本發明範圍内，且亦含有 Te，所以工具壽命優良。而且表層硬度也在HV6〇〇以上，是獲得足夠強度特性的鋼材。編號12B是比較例。因為A1 量低於本發明，所以是工具壽命劣化之例。 28 201037089 編號13A，13B，13C是本發明例。工具壽命優良，且表層硬度也在HV600以上，是獲得足夠強度特性的鋼材。編號13D是比較例。因為A1量低於本發明範圍，所以是工具壽命劣化之例。編號13E是比較例。因為含有Si超過本發明範圍，所以硬質夾雜物增加，是工具壽命劣化之例。編號14是比較例。因為含有C超過本發明範圍，所以是韌性劣化，且壓延後會產生季裂之例。產業之可利用性

本發明的高周波淬火用鋼可以適當地用作為對鋼施行切削等之加工處理，接著進行高周波淬火的零件等的製品之製造步驟中所適用的坯料的鋼。特別是可以合適地應用作為目的是要進行高周波淬火以製造使用於齒輪或汽車用 CVT或CVJ等中的零件的鋼。 I：圖式簡單說明3 第1圖為鋼材的A1量與工具壽命之關係的示意圖。【主要元件符號說明】 (無） 29

Claims

201037089 七、申請專利範圍： 1. 一種高周波淬火用鋼，特徵在於，其以質量％表示含有， C : 0.40%以上0.75%以下， Si : 0.002%以上3.0%以下， Μη : 0.20以上2.0%以下， S : 0.002%以上0.1%以下， Α1 :超過0.10%3.0%以下， Ρ : 0.030%以下，以及 Ν : 0.035%以下，剩餘部分含有Fe及不可避免的雜質。 2. 如申請專利範圍第1項記載的高周波淬火用鋼，其以質量％表示進一步含有， B : 0.0004%以上0.005%以下。 3. 如申請專利範圍第1項記載的高周波淬火用鋼，其以質量％表示進一步含有， Ti : 0.004%以上0.10%以下。 4. 如申請專利範圍第1項記載的高周波淬火用鋼，其以質量％表示進一步含有從， Cr: 0.05%以上1.50%以下，以及 Mo : 0.05%以上0.6%以下所組成之族群中選出的1種或2 種元素。 5. 如申請專利範圍第1項記載的高周波淬火用鋼，其以質量°/〇表示進一步含有從， 30 201037089 Nb : 0.005%以上0.2%以下，以及 ’ V : 0.01%以上1.0%以下所組成之族群中選出的1種或2種元素。 6.如申請專利範圍第1項記載的南周波泮火用鋼’其以質量％表示進一步含有從， Sb : 0.0005%以上0.0150%以下， Sn : 0.005%以上2.0%以下， Zn : 0.0005%以上0.5%以下， Ο Te : 0.0003%以上0.2%以下， Bi : 0.005%以上0.5%以下，以及 Pb : 0.005%以上0.5%以下所組成之族群中選出的1 種或2種以上的元素。 * 7.如申請專利範圍第1項記載的高周波淬火用鋼，其以質 • 量％表示進一步含有從， Mg : 0.0002%以上0.003%以下， q Ca : 0.0003%以上0.003%以下， Zr : 0.0003%以上0.005%以下，以及 REM : 0.0003%以上0.005%以下所組成之族群中選出的1種或2種以上的元素。 8.如申請專利範圍第1項記載的高周波淬火用鋼，其以質量％表示進一步含有從， Ni : 0.05%以上2.0%以下，以及Cu : 0.01%以上2.0%以下所組成之族群中選出的1種或2種元素。 31