高频淬火用钢.pdf

本发明涉及一种高频淬火用钢，其以质量％计，含有C：0.40％～0.75％，Si：0.002％～3.0％，Mn：0.20～2.0％，S：0.002％～0.1％，Al：大于0.10％但小于等于3.0％，P：0.030％以下和N：0.035％以下，剩余部分包括Fe和不可避免杂质。

权利要求书
1.  一种高频淬火用钢，其以质量％计，含有
C：0.40％～0.75％，
Si：0.002％～3.0％，
Mn：0.20％～2.0％，
S：0.002％～0.1％，
Al：大于0.10％但小于等于3.0％，
P：0.030％以下，以及
N：0.035％以下，
剩余部分包括Fe和不可避免杂质。

2.  根据权利要求1所述的高频淬火用钢，其特征在于：以质量％ 计，进一步含有
B：0.0004％～0.005％。

3.  根据权利要求1所述的高频淬火用钢，其特征在于：以质量％ 计，进一步含有
Ti：0.004％～0.10％。

4.  根据权利要求1所述的高频淬火用钢，其特征在于：以质量％ 计，进一步含有选自
Cr：0.05％～1.50％，以及
Mo：0.05％～0.6％之中的1种或2种元素。

5.  根据权利要求1所述的高频淬火用钢，其特征在于：以质量％ 计，进一步含有选自
Nb：0.005％～0.2％，以及
V：0.01％～1.0％之中的1种或2种元素。

6.  根据权利要求1所述的高频淬火用钢，其特征在于：以质量％ 计，进一步含有选自
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％，以及
Pb：0.005％～0.5％之中的1种或2种以上的元素。

7.  根据权利要求1所述的高频淬火用钢，其特征在于：以质量％ 计，进一步含有选自
Mg：0.0002％～0.003％，
Ca：0.0003％～0.003％，
Zr：0.0003％～0.005％，以及
REM：0.0003％～0.005％之中的1种或2种以上的元素。

8.  根据权利要求1所述的高频淬火用钢，其特征在于：以质量％ 计，进一步含有选自
Ni：0.05％～2.0％，以及
Cu：0.01％～2.0％之中的1种或2种元素。

9.  一种高频淬火用钢，其以质量％计，含有
C：0.40％～0.75％，
Si：0.002％～3.0％，
Mn：0.20％～2.0％，
S：0.002％～0.1％，
Al：大于0.10％但小于等于3.0％，
P：0.030％以下，以及
N：0.035％以下；
以质量％计，进一步含有
B：0.0004％～0.005％，
Ti：0.004％～0.10％，
Cr：0.05％～1.50％，
Mo：0.05％～0.6％，
Nb：0.005％～0.2％，
V：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％，
Pb：0.005％～0.5％，
Mg：0.0002％～0.003％，
Ca：0.0003％～0.003％，
Zr：0.0003％～0.005％，
REM：0.0003％～0.005％，
Ni：0.05％～2.0％，以及
Cu：0.01％～2.0％之中的1种或2种以上的元素；
剩余部分包括Fe和不可避免杂质。

10.  一种高频淬火用钢，其以质量％计，含有
C：0.40％～0.75％，
Si：1.25％～3.0％，
Mn：0.20％～2.0％，
S：0.002％～0.1％，
Al：大于0.10％但小于等于3.0％，
P：0.030％以下，以及
N：0.035％以下；
以质量％计，进一步含有
B：0.0004％～0.005％，
Ti：0.004％～0.10％，
Cr：0.05％～1.50％，
Mo：0.05％～0.6％，
Nb：0.005％～0.2％，
V：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％，
Pb：0.005％～0.5％，
Mg：0.0002％～0.003％，
Ca：0.0003％～0.003％，
Zr：0.0003％～0.005％，
REM：0.0003％～0.005％，
Ni：0.05％～2.0％，以及
Cu：0.01％～2.0％之中的1种或2种以上的元素；
剩余部分包括Fe和不可避免杂质；
而且满足下述式(1)：
[％Al]－(27/14)×[％N]－0.001＞0.10％          (1)
式(1)中，[％Al]为钢中的Al含量，[％N]为钢中的N含量，[％Al] 和[％N]的单位为质量％。

11.  一种高频淬火用钢，其以质量％计，含有
C：0.40％～0.75％，
Si：1.25％～3.0％，
Mn：0.20％～2.0％，
S：0.002％～0.1％，
Al：大于0.10％但小于等于3.0％，
P：0.030％以下，以及
N：0.035％以下；
以质量％计，进一步含有
Ti：0.004％～0.10％，
Cr：0.05％～1.50％，
Mo：0.05％～0.6％，
Nb：0.005％～0.2％，
V：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％，
Pb：0.005％～0.5％，
Mg：0.0002％～0.003％，
Ca：0.0003％～0.003％，
Zr：0.0003％～0.005％，
REM：0.0003％～0.005％，
Ni：0.05％～2.0％，以及
Cu：0.01％～2.0％之中的1种或2种以上的元素；
剩余部分由Fe和不可避免杂质构成；
而且满足下述式(1)：
[％Al]－(27/14)×[％N]－0.001＞0.10％        (1)
式(1)中，[％Al]为钢中的Al含量，[％N]为钢中的N含量，[％Al] 和[％N]的单位为质量％。

说明书高频淬火用钢
本申请是申请日为2010年1月5日、中国申请号为201080001191.3 且发明名称为“高频淬火用钢”的专利申请的分案申请。
技术领域
本发明涉及切削性优良的高频淬火用钢，更详细地说，涉及用于齿 轮以及汽车用CVT(Continuously Variable Transmission)或CVJ (Constant Velocity Joint)的部件等的高频淬火用钢。
本申请基于2009年1月16日的日本申请特愿2009-007757号而主 张优先权，在此引用其中的内容。
背景技术
以前，所使用的汽车用齿轮大多实施表面硬化处理，作为表面硬化 法，采用渗碳、氮化和高频淬火。其中，“渗碳”是通过使基体为高韧 性、使材料表层高碳化而达到硬化的目的的，主要适用于以疲劳强度的 提高为目的的齿轮、汽车用CVT或CVJ的部件等的材料。但是，成为主流 的渗碳处理是在气体气氛中的批处理，例如像在930℃左右进行数小时以 上的加热保持那样，将耗费大量的能源和成本。另外，在实际操作方面， 除了为进行渗碳材料的处理等而常常伴随环境的恶化等问题外，也存在 在线化困难的问题。
于是，为了解决这些问题，进行了只通过高频淬火处理而得到所希 望的强度特性的研究。究其原因，那是因为高频淬火非常有利于表面硬 化处理时间的缩短和耗能的降低，进而非常有利于环境的清洁化。
作为涉及为解决上述课题的高频淬火处理的发明，例如在专利文献1 中，提出了有关高频淬火用钢的方案。它提供一种钢材，其将Si限制在 0.50％以下，将Al限制在0.10％以下，并且在高频淬火前的金属组织中， 将马氏体的面积分率控制在70％以上。根据该方法，确实强度得以显著提 高，但加工性、特别是切削性变得非常差。作为迄今为止进行渗碳而制 作部件时的钢材，一般使用JIS SCr420和SCM420等的C量为0.2％左右的 所谓表层硬化钢，但使用C含量低的钢材的最大的理由是确保切削性。这 些钢材被加工成部件后，由于进行渗碳淬火，所以表面硬度提高，可以 得到部件的强度。但是，关于高频淬火的部件，为了得到适当的表面硬 度，必须把钢材本身的C量提高到0.4％以上。在此情况下，切削前的钢材 的硬度变硬，从而切削性恶化。即使C量增加、钢材变硬，也需要切削性 良好的钢材。即可以说，在用高频淬火制作迄今为止通过渗碳而制造的 部件的技术领域，最大的课题是钢材的切削性。
着眼于为提高切削性的过去的发明，专利文献2提出了改善切削性的 发明。这是一种大量添加0.0050％以上的B、以及0.007％以上的N的BN快 削钢。这项技术可以适用于不需要强度、只是提高表面粗糙度等的切削 性的JIS SUM11等的低C钢(含有低浓度C的钢)，但如果将这样大量的B 和N添加到作为本发明的主要着眼点的中高C钢(含有中、高浓度C的钢) 中，则热脆性变得显著，难以进行钢材的制造。进而作为钢材的特性， 在韧性和疲劳强度方面也显著劣化。因此，是并不合适的钢。
于是，作为兼备切削性和疲劳强度的发明，有专利文献3和专利文献 4。专利文献3是通过调整成分，将铁素体组织和珠光体组织的合计组织 分率设定为90％以上，进而将铁素体组织的最大厚度控制为30μm，由此 兼备切削性和疲劳强度的发明。然而，铁素体组织和珠光体组织的合计 组织分率为90％以上的钢有许多，但仅凭这一点，切削性的提高并不充分， 需要通过合金元素进行的进一步改良。专利文献4是使MnS的纵横尺寸比 减小到10以下，进而施加高频加热到钢材中心部的条件，由此提高切削 性和疲劳强度的发明。降低这样的MnS的纵横尺寸比而提高切削性和疲 劳强度的方法是以前为人所熟知的方法。但是，该方法并不充分，需要 通过合金元素进行的进一步改良。另外，如果对高频淬火法也施加限制， 则存在的缺点是实用性的利用受到限制。
专利文献1：日本特开2007-131871号公报
专利文献2：日本特开2007-107020号公报
专利文献3：日本特开2006-28598号公报
专利文献4：日本特开2007-16271号公报
发明内容
本发明的目的在于，提供一种改善了上述记载的以前发明的缺点， 从而切削性优良的高频淬火钢。特别成为课题的是：将在齿轮、汽车用 CVT或CVJ等中使用的部件的制造工序由渗碳处理转换为高频淬火处理。
本发明人为解决这样的课题而进行了详细的研究，结果发现：与以 前的钢相比，大幅度增加Al量，且适当地控制Al量和N量，由此可以维持 强度，同时提高切削性，从而完成了本发明。即，本发明的要点如下：
本发明涉及一种高频淬火用钢，其以质量％计，含有C：0.40％～ 0.75％，Si：0.002％～3.0％，Mn：0.20～2.0％，S：0.002％～0.1％，Al： 大于0.10％但小于等于3.0％，P：0.030％以下和N：0.035％以下，剩余 部分包括Fe和不可避免杂质。
在本发明的高频淬火用钢，以质量％计，也可以进一步含有B： 0.0004％～0.005％。
以质量％计，也可以进一步含有Ti：0.004％～0.10％。
以质量％计，也可以进一步含有选自Cr：0.05％～1.50％和Mo： 005％～0.6％之中的1种或2种元素。
以质量％计，也可以进一步含有选自Nb：0.005％～0.2％和V： 0.01％～1.0％之中的1种或2种元素。
以质量％计，也可以进一步含有选自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％和Pb：0.005％～0.5％之中的1种或2种以上的元素。
以质量％计，也可以进一步含有选自Mg：0.0002％～0.003％，Ca： 0.0003％～0.003％，Zr：0.0003％～0.005％和REM：0.0003％～0.005％ 之中的1种或2种以上的元素。
以质量％计，也可以进一步含有选自Ni：0.05％～2.0％和Cu： 0.01％～2.0％之中的1种或2种元素。
根据本发明的高频淬火用钢，由于C含量为0.40％～0.75％，且Al 含量为大于0.10％但小于等于3.0％，因而可以维持高频淬火用钢的强 度，同时改善切削性。
因此，本发明可以提供一种钢，其能够将特别在齿轮、汽车用CVT 或CVJ等中使用的部件的制造工序从渗碳处理转换为高频淬火处理。
附图说明
图1是表示钢材的Al量和工具寿命之间的关系的图。
具体实施方式
以下，就本发明实施方式进行详细的说明。
下面说明本发明限定钢成分的理由。在此，成分含有单位的％是指质 量％。
C：0.40％～0.75％
C具有确保高频淬火后的表面硬度的作用和确保钢(芯部)所希望的 强度的作用。如果C的含量低于0.40％，则不能得到上述作用产生的所希 望的效果。另一方面，如果含有C超过0.75％，则韧性恶化，产生轧制材 料自生开裂等制造上的问题。因此，C含量规定为0.40％～0.75％，但为了 更加稳定地确保上述效果，优选调整为0.50％～0.65％。
Al：大于0.10％但小于等于3.0％
Al在本发明的钢中是最重要的元素，所以在此进行详细的说明。
制造许多钢锭而制作了φ50的轧制坯材，其中钢锭将成分调整为， 含有C：0.50％～0.60％、Si：0.002％～0.80％、Mn：0.50％～0.9％、S： 0.005％～0.1％、Al：0.010％～3.5％、N：0.001％～0.035％和P：0.030％ 以下，剩余部分包括Fe和不可避免杂质。这样地进行成分调整而将轧制 坯材的硬度设定在大约200～220HV的范围内。由这些坯材制造φ 45×15mm的圆盘试样。
对于这些试样，在表1所示的条件下，进行了切削性试验(片山昌 著，《没有失败的切削材料和工具材料的看法和选择方法》，日刊工业新 闻社，东京，2007年发行P.27记载的试验方法)。以一定的钻头转速 (m/min)，在圆盘试样上钻出总深度为1000mm的孔。在切削中钻头 不损坏的情况下，使用新的钻头，以更快的钻头转速钻出总深度为 1000mm的孔。进行这项操作直至切削中钻头损坏为止。而且在切削期 间钻头不损坏的转速当中，将最大的转速(钻孔的总深度达到1000mm 的最大切削速度(m/min))用于评价切削性。这是评价工具寿命的试验， 可知最大切削速度越快，工具就越难损坏，从而钢的切削性就越优良。
表1

试验结果如图1所示。从图1可知，Al量在大于0.10％但小于等于3.0％ 时，可以得到优良的工具寿命。
根据上述的实验结果，用于提高工具寿命的Al量设定为大于0.10％但 小于等于3.0％。
得到这样饶有兴趣的结果的原因的详情还不清楚，但是本发明人采 用EPMA和俄歇电子能谱法研究了切削试验后的工具表面，结果可知：虽 然在新品的工具表面没有观察到，但在切削后的工具表面生成了Al2O3。 由此可以认为：钢中的Al在切削中附着于工具表面，与空气中的氧、切 削油中含有的氧或高速钢(高速度工具钢)钻头表面的蒸气氧化处理 (homo treatment)膜(Fe3O4)(蒸气氧化处理，也称水蒸气处理，是指 为了赋予工具以耐蚀性等而在水蒸气中进行热处理，以生成厚度数μm 的铁氧化膜的处理；参考：日本热处理技术协会编著：《热处理技术手册》， 日刊工业新闻社社，东京，2000年发行，P.569)中的氧发生反应，从而 在工具表面生成硬质的Al2O3膜。
Al2O3的硬度大约是3000HV，比高速钢钻头工具钢(硬度大约700HV) 更硬而不易磨损。另外，通常在钢材和工具材质(铁)相同的情况下， 在接触部分产生粘着，工具变得容易磨损(粘着磨损)。对此，如果介 入Al2O3，则可以降低相同材质(铁)相互之间的接触，从而可以抑制工 具的磨损。因此，可以推测该Al2O3膜通过抑制粘着摩耗而使工具寿命得 以提高。
在以前的含有Pb的快削钢中，Pb的熔点较低，大约为330℃，因而由 于切削加工中的升温而容易熔化，在工具和切屑的界面产生润滑作用， 从而抑制粘着。再者，由于因Pb的熔化而产生的延性下降，所以容易发 生在刃尖附近的延性破坏，从而切削所需要的塑性加工能得以减少，由 此切削性得以提高。但是，在健康方面不是优选的，从而要求不使用Pb 的快削元素。在以前的含有S的快削钢中，由于如下的两种效果而使切削 性得以提高，这两种效果是：因MnS在高温下产生较大的变形从而附着 在工具和切屑的界面所产生的润滑作用，以及在工具刃尖MnS成为破坏 的起点而促进延性破坏。但是，MnS由于在热锻时伸展，所以存在的问 题是在垂直于锻造方向的方向上使延韧性等机械特性降低。
与此相对照，可以认为在本发明的钢中，在工具表面形成Al2O3膜， 从而抑制了工具的磨损。
一般地说，在钢材的硬度较硬的情况下，工具寿命降低，但如果比 较硬度处于相同程度的钢材，则本发明的钢具有延长工具寿命的效果。
Al量的优选范围是0.11％～3.0％。更优选的Al量是0.15％～2.9％，进 一步优选的Al量是0.2％～1.1％。
本实施方式涉及高频淬火用钢，在高频淬火时，一般在A1点(从铁 素体相(α相)到奥氏体相(γ相)的相变点)以上的温度下加热钢的表 面2～3mm的厚度，随后进行水冷。由此，将表面层设定为马氏体(硬度 大约600HV以上)。
如果Al含量增多，则A1点提高，但在Al含量超过3.0％的情况下，则 高频淬火时不会发生相变。因此，从高频淬火的角度考虑，也必须将Al 含量设定为3.0％以下。
另外，Al通常作为脱氧材料而发挥作用，其结果是，大约0.001～ 0.002％的Al2O3残留在钢中。在此，成为Al2O3的Al是27×2/(27×2+16×3)。 剩余的Al的一部分与N结合，成为AIN。成为AIN的Al可以认为难以固溶， 难以与空气中的氧、切削油中含有的氧、或者高速钢钻头表面的蒸气氧 化处理膜(Fe3O4)中的氧发生反应。
因此，优选固溶Al的含量(除去AIN的Al量)超过0.1％。为此，优选 满足以下的关系式：
[％Al]－(27/14)×[％N]－0.001＞0.10％
其中，式中[]是指元素的含量(质量％)。另外，上述关系式是在制 造钢时进行热处理等、并假定钢中的N全部与Al结合而得到的关系式。
Si：0.002％～3.0％
Si是炼钢时作为脱氧材料含有、同时是提高钢材强度的元素，可以根 据所需要的强度而调节其含量。但是，Si含量为了有效发挥脱氧作用，必 须是0.002％以上的含量。另一方面，超过3.0％时，钢材的韧性、延性降 低，同时在钢中生成大量硬质夹杂物，从而钢材的切削性也降低。为此， Si含量规定为0.002％～3.0％。Si量优选的范围是0.3％～3.0％。更优选的 Si量是0.4％～2.5％，进一步优选的Si量是0.5％～2.2％。Si量如果是0.6％～ 2.1％，则强度优良。Si量如果是0.8％～2.0％，则强度更为优良。
Mn：0.20～2.0％
Mn是与Si同样地提高钢材强度的元素，可以根据所需要的强度而调 节其含量。因此，为了有效地发挥其作用，必须确保0.20％以上的含量。 但是，在Mn含量超过2.0％时，淬硬性提高太多，坯材制造时促进贝氏体 组织或岛状马氏体组织的生成，从而加工性降低。因此，Mn的范围是 0.20％～2.0％。
在切削本实施方式的钢而制作部件形状、其后进行高频淬火的情况 下，优选直至切削工序，钢是比较软的，而且通过高频淬火，成为所希 望的硬度。为了实现这样优良的加工性，Mn的含量优选设定为0.40～ 1.5％，进一步优选设定为0.45～1.0％。
S：0.002％～0.1％
S为了确保最低限度的切削性，必须在0.002％以上。另一方面，在S 含量超过0.1％的情况下，造成韧性和疲劳强度的恶化。因此，S设定为 0.002％～0.1％。在以齿轮的用途使用的情况下，S含量优选为0.005～ 0.06％，进一步优选为0.01～0.05％。
P：0.030％以下
P使硬化层的韧性恶化。特别在P含量超过0.030％时，由于会造成韧 性的显著恶化，所以P含量规定为0.030％以下。P含量可以优选调整为 0.0001％～0.030％，进一步优选调整为0.0001％～0.020％。
N：0.035％以下
N超过0.035％的添加将使热脆性显著恶化，从而使轧制钢材的制造变 得非常困难。因此，N限制在0.035％以下。
另外，N具有和Al反应生成AlN，从而抑制晶粒粗大化的效果。一般 地说，高频加热与通常的热处理炉的加热不同，由于加热时间极短，因 而难以生成那样大的晶粒。但是，在积极地谋求晶粒微细化的情况下， 优选将N含量设定为0.0001％～0.035％，进一步优选的是以添加0.001％～ 0.015％左右这种数量的N为好。如果为0.002％～0.007％左右的数量，则 是再进一步优选的。
本发明的钢根据需要，优选进一步含有以下所示的元素。
B：0.0004％～0.005％
B是在两个方面重要的元素。一个是赋予钢以淬硬性的作用。B如果 在0.0004％以上，则充分地偏析于奥氏体晶界而表现出淬硬性。少量时可 以得到淬硬性，同时从廉价的角度考虑是有用的。另一个是提高晶界强 度的作用。如果通过高频淬火而使表层硬化，则产生脆化，在晶界发生 破坏。B具有抑制这个现象的作用。这种情况由于也必须充分地偏析于奥 氏体晶界，所以必须添加0.0004％以上。超过0.005％的添加反而使钢材脆 化。因此，B被设定为0.0004％～0.005％。
特别地，在本发明的钢中，由于Al含量超过0.1％，所以BN难以 生成，从而容易得到上述B的作用效果。
B含量优选为0.0005～0.004％，进一步优选为0.001～0.0035％。在此 情况下，可以得到淬硬性优良、机械特性也优良的钢。
Ti：0.004％～0.10％
Ti是在两个方面重要的元素。一个是微细化高频加热后的晶粒直径的 作用。另一个是通过使N以TiN的形式析出，从而抑制因BN生成所引起的 固溶B量的减少的作用。通常为了后者的目的，Ti的添加量必须为N量的 3.43倍，但在本发明的钢中，因为含有较多的Al，所以不必需要那样多的 Ti量。在Ti含量不足0.004％时，两者的效果较小。另一方面，在Ti含量超 过0.10％时，生成粗大的Ti夹杂物，成为疲劳破坏的起点。因此，Ti含量 设定为0.004％～0.10％。
Ti含量优选为0.005～0.08％，进一步优选为0.01～0.03％。在此情况 下，可以有效地应用固溶B的淬硬性，也能够使晶粒微细化。
选自Cr：0.05％～1.50％和Mo：0.05％～0.6％之中的1种或2种
Cr和Mo是钢材的强度提高元素，也可以根据所需强度和部件的大 小而含有预定量。
但是，在Cr含量不足0.05％时，不能得到通过上述作用而产生的所希 望的效果。另一方面，Cr含量超过1.50％时，淬硬性提高太多，在坯材(钢) 的制造时促进贝氏体组织或岛状马氏体组织的生成，从而使加工性降低。 因此，添加时设定为0.05％～1.50％。但是，高频加热时容易溶解渗碳体， 在需要使固溶C均匀的情况下，优选将Cr含量设定为0.05％～0.2％。
Mo在不足0.05％时不能得到效果。另一方面，Mo含量超过0.6％时， 淬硬性提高太多，在坯材(钢)的制造时促进贝氏体组织或岛状马氏体 组织的生成，从而使加工性降低。因此，添加时设定为0.05％～0.6％。
在以提高钢材的强度为目的的情况下，Cr和Mo由于具有共同的作 用，因而可以添加它们中的1种或2种。
选自Nb：0.005％～0.2％和V：0.01％～1.0％之中的1种或2种
Nb和V通过在钢中析出碳氮化物而对晶界起钉扎作用，从而使晶粒 微细化。其结果是，提高晶界的强度。
Nb不足0.005％时，由于析出量较少，因而晶粒生长的抑制力不足， 另一方面，Nb超过0.2％时，钢的热脆性增加，从而制造变得困难。因此， Nb设定为0.005％～0.2％。
V不足0.01％时，由于析出量较少，因而晶粒生长的抑制力不足。另 一方面，V超过1.0％时，钢的热脆性增加，从而制造变得困难。因此，V 设定为0.01％～1.0％。
Nb和V由于是起着同样作用的元素，因而可以添加它们中的1种 或2种。
选自Ni：0.05％～2.0％和Cu：0.01％～2.0％之中的1种或2种
Ni和Cu都是钢的钢材强度提高元素，也可以根据所需强度和部件 的大小而添加预定量。
但是，在Ni含量不足0.05％时，不能得到通过上述作用而产生的所希 望的效果。另一方面，在Ni含量超过2.0％时，淬硬性提高太多，在坯材 (钢)的制造时促进贝氏体组织或岛状马氏体组织的生成，从而使加工 性降低。因此，Ni设定为0.05％～2.0％。
Cu含量不足0.01％时，不能得到通过上述作用而产生的所希望的效 果。另一方面，Cu含量超过2.0％时，淬硬性提高太多，在坯材(钢)的 制造时促进贝氏体组织或岛状马氏体组织的生成，从而使加工性降低。 因此，Cu设定为0.01％～2.0％。此外，Cu由于也有引起热脆性的弊病， 所以在添加Cu的情况下，优选同时添加Cu的1/2左右数量的Ni。
在进一步提高切削性的情况下，除了上述各成分外，还可以添加选 自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％和Pb：0.005％～0.5％之中的1 种或2种以上的元素。
Sb：0.0005％～0.0150％
Sb使铁素体适度地脆化而提高切削性。Sb含量不足0.0005％时，不能 观察到其效果。另外，如果Sb含量超过0.0150％，则Sb的微偏析过多，钢 的制造变得困难。因此，在添加Sb的情况下，其含量设定为0.0005％～ 0.0150％。
Sn：0.005％～2.0％
Sn使铁素体脆化而延长工具寿命，同时还具有提高表面粗度的效果。 但是，在Sn含量不足0.005％的情况下，不能观察到其效果。另外，在Sn 含量超过2.0％的情况下，钢的制造变得困难。因此，在添加Sn的情况下， 其含量设定为0.005％～2.0％。
Zn：0.0005～0.5％
Zn使铁素体脆化而延长工具寿命，同时还具有提高表面粗度的效果。 但是，在Zn含量不足0.0005％的情况下，不能观察到其效果。另外，在Zn 含量超过0.5％的情况下，钢的制造变得困难。因此，在添加Zn的情况下， 其含量设定为0.0005％～0.5％。
Te：0.0003～0.2％
Te是提高切削性的元素。另外，还具有通过生成MnTe、或者与MnS 共存而降低MnS的变形能力，从而抑制MnS形状延伸的作用。这样，Te 是对于各向异性的降低有效的元素。但是，在Te含量不足0.0003％的情况 下，不能观察到这些效果。另外，如果Te含量超过0.2％，则其效果不但 饱和，而且热延性降低，成为产生缺陷的原因。由此，在添加Te的情况 下，其含量设定为0.0003％～0.2％。
Bi：0.005～0.5％
Bi是提高切削性的元素。但是，在Bi含量不足0.005％的情况下，其 效果不能得到。另外，在Bi含量超过0.5％的情况下，不但切削性的提高 效果饱和，而且热延性降低，成为产生缺陷的原因。因此，在添加Bi的 情况下，其含量设定为0.005％～0.5％。
Pb：0.005～0.5％
Pb是提高切削性的元素。但是，在Pb含量不足0.005％的情况下，不 能观察到其效果。另外，在Pb含量超过0.5％的情况下，不但切削性的提 高效果饱和，而且热延性降低，成为产生缺陷的原因。因此，在添加Pb 的情况下，其含量设定为0.005％～0.5％。
进而在对MnS进行形态控制的情况下，可以添加选自Mg： 0.0002％～0.003％，Ca：0.0003％～0.003％，Zr：0.0003％～0.005％和 REM：0.0003％～0.005％之中的1种或2种以上。
Mg：0.0002～0.003％
钢部件中存在的伸长的MnS具有对于钢部件的机械特性赋予各向异 性、或者成为金属疲劳的破坏起点的缺点。根据部件的不同，往往要求 极端的疲劳强度，在此情况下，为了控制MnS的形态，Mg的添加是有效 的。Mg由于在钢中生成(Mg，Mn)S而变得硬质，所以轧制中不会延伸， 因而可以进行形态控制。为对MnS进行形态控制，Mg至少需要含有 0.0002％。另一方面，在Mg含量超过0.003％时，将使氧化物粗大化，反 而使疲劳强度恶化。因此，在添加Mg的情况下，其含量设定为0.0002～ 0.003％。
Ca：0.0003～0.003％
Ca也是对MnS进行形态控制起作用的元素。Ca由于在钢中生成(Ca， Mn)S而变得硬质，所以轧制中不会延伸，因而可以进行形态控制。为 对MnS进行形态控制，Ca至少需要含有0.0003％。另一方面，在Ca含量超 过0.003％时，将使氧化物粗大化，反而使疲劳强度恶化。因此，在添加 Ca的情况下，其含量设定为0.0003～0.003％。
Zr：0.0003～0.005％
Zr也是对MnS进行形态控制有效的元素。Zr由于在钢中生成(Zr， Mn)S而变得硬质，所以轧制中不会延伸，因而可以进行形态控制。为 对MnS进行形态控制，Zr至少需要含有0.0003％。另一方面，在Zr含量超 过0.005％时，将使氧化物粗大化，反而使疲劳强度恶化。因此，在添加 Zr的情况下，其含量设定为0.0003～0.005％。
REM：0.0003～0.005％
REM也是对MnS进行形态控制有效的元素。REM由于在钢中生成 (REM，Mn)S而变得硬质，所以轧制中不会延伸，因而可以进行形态 控制。为对MnS进行形态控制，REM至少需要含有0.0003％。另一方面， 在REM含量超过0.005％时，将使氧化物粗大化，反而使疲劳强度恶化。 因此，在添加REM的情况下，其含量设定为0.0003～0.005％。
此外，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和Lu之中的1 种以上。
本发明的钢只要具有上述的成分，就可以实现上述的作用效果。因 此，本发明的钢并没有特别限定其制造条件，可以根据通常的方法进行 制造。通常，本发明的钢是热轧或冷轧进行了成分调整的钢坯所得到的 轧制材。
本发明的钢是切削性非常优良的钢，而在实施时的工序(用该钢制 造部件等产品的工序)中，切削轧制材(本发明的钢)而制作部件形状、 接着进行高频淬火的情况，以及在锻造轧制材之后、进行切削而制作部 件形状、接着进行高频淬火的情况，进而在切削前进行退火的情况等当 然也都是可能的。另外，通过在高频淬火之前进行软氮化，进一步提高 高频淬火后的表层硬度也是可能的，在这样的工序中也可以适用本发明 的钢。另外，也是可以与上述的多个工序组合而制作部件的钢。
实施例
以下通过实施例就本发明进行更详细的说明，但这些实施例不是限 定本发明这种性质的内容，遵循上述、后述的宗旨进行设计变更的内容 都包含在本发明的技术范围内。
以下，基于实施例详细地说明本发明。
溶解、轧制表2～4所示的钢，制作了φ50的棒钢。



切断轧制后的钢材，对其横截面进行研磨后，在距离表面12.5mm 深度的位置以载荷10kg测量3处维氏硬度，求出其平均硬度。
另一方面，由这些坯材(轧制后的钢材)制造了φ45×15mm的圆盘 试样。对于这些圆盘试样，在表1所示的条件下进行了切削性试验。如上 所述，求出钻孔的总深度达到1000mm的最大的切削速度(m/min)，评价 了切削性。这是评价工具寿命的试验。
另一方面，由这些坯材制造了φ17.5×52.5mm的圆柱试样。对于这些 圆柱试样，在硬化层深度达到2mm的条件下进行了高频淬火。之后，切 断、研磨横截面，在距离表层0.5mm的部位以300g荷载测量了10处维氏硬 度，求出表层硬度的平均值。这是特别在用于齿轮等各种部件的情况下， 评价高频淬火用钢的强度的指标。
根据试验所得到的轧制钢材的平均硬度、工具寿命和高频淬火后的 表层平均硬度的结果如表5、表6所示。
表5

表6

按各个轧制钢材的硬度水准比较本发明例和比较例的试验结果。这 是因为切削性受到硬度的影响，如果不以硬度大致相同的钢材进行比较， 比较就没有意义。试样号码(试样号)的数字相同者，意味着轧制部件 的硬度水准相同。
试样号1A、1B是本发明例。为工具寿命优良、且表层硬度也是HV600 以上、具有充分的强度特性的钢材。试样号1C、1D是比较例。试样号1C 是因为Al量低于本发明范围，所以工具寿命得以降低的例子。试样号1D 是由于Al量在本发明范围内，所以工具寿命优良，但由于C量低于本发明 范围，所以高频淬火后的表层硬度得以降低的例子。
试样号2A是本发明例。因为Al量在本发明范围内，且也含有Pb，所 以工具寿命优良。同时是表层硬度也在HV600以上，具有充分的强度特 性的钢材。试样号2B是比较例。因为Al量低于本发明范围，所以是工具 寿命恶化的例子。
试样号3A、3B、3C、3D是本发明例。是工具寿命优良，且表层硬度 也在HV600以上，具有充分的强度特性的钢材。试样号3E是比较例。因 为Al量低于本发明范围，所以是工具寿命恶化的例子。
试样号4A是本发明例。因为Al量在本发明范围内，且也含有Sb，所 以工具寿命优良。同时是表层硬度也在HV600以上，具有充分的强度特 性的钢材。试样号4B是比较例。因为Al量低于本发明范围，所以是工具 寿命恶化的例子。
试样号5A是本发明例。因为Al量在本发明范围内，且也含有Bi，所 以工具寿命优良。同时是表层硬度也在HV600以上，具有充分的强度特 性的钢材。试样号5B是比较例。因为Al量低于本发明范围，所以是工具 寿命恶化的例子。
试样号6A是本发明例。是工具寿命优良，且表层硬度也在HV600以 上，具有充分的强度特性的钢材。试样号6B是比较例。因为Al量低于本 发明范围，所以是工具寿命恶化的例子。
试样号7A是本发明例。因为Al量在本发明范围内，且也含有Sn，所 以工具寿命优良。同时是表层硬度也在HV600以上，具有充分的强度特 性的钢材。试样号7B是比较例。因为Al量低于本发明范围，是工具寿命 恶化的例子。
试样号8A、8B、8C、8D、8E、8F、8G、8H是本发明例。是工具寿 命优良，且表层硬度也在HV600以上，具有充分的强度特性的钢材。试 样号8i是比较例。因为Al量低于本发明，所以是工具寿命恶化的例子。试 样号8J是比较例。因为Al量超过了本发明，所以是工具寿命恶化的例子。
试样号9A是本发明例。因为Al量在本发明范围内，且也含有Zn，所 以工具寿命优良。同时是表层硬度也在HV600以上，具有充分的强度特 性的钢材。试样号9B是比较例。因为Al量低于本发明范围，所以是工具 寿命恶化的例子。
试样号10A、10B、10C是本发明例。是工具寿命优良，且表层硬度 也在HV600以上，具有充分的强度特性的钢材。试样号10D是比较例。因 为Al量低于本发明，所以是工具寿命恶化的例子。
试样号11A、11B、11C、11D、11E、11F、11G是本发明例。因为Al 量在本发明范围内，所以工具寿命优良。同时是表层硬度也在HV600以 上，具有充分的强度特性的钢材。试样号11H是比较例。因为Al量低于本 发明范围，所以是工具寿命恶化的例子。
试样号12A是本发明例。因为Al量在本发明范围内，且也含有Te，所 以工具寿命优良。同时是表层硬度也在HV600以上，具有充分的强度特 性的钢材。试样号12B是比较例。因为Al量低于本发明，所以是工具寿命 恶化的例子。
试样号13A、13B、13C是本发明例。是工具寿命优良，且表层硬度 也在HV600以上，具有充分的强度特性的钢材。试样号13D是比较例。因 为Al量低于本发明范围，所以是工具寿命恶化的例子。试样号13E是比较 例。因为Si含量超过本发明范围，所以是硬质夹杂物增加、工具寿命恶化 的例子。
试样号14是比较例。因为C含量超过本发明范围，所以是韧性恶化、 发生了轧制后自生裂纹的例子。
本发明的高频淬火用钢作为在钢上实施切削等加工处理、接着进行 高频淬火的部件等产品的制造工序中用作坯材的钢，是可以优选利用 的。特别是作为用于通过高频淬火而制作齿轮、汽车用CVT或CVJ等 所使用的部件的钢，是可以优选适用的。