[go: up one dir, main page]
More Web Proxy on the site http://driver.im/

CN1293716A - 机械结构用钢材 - Google Patents

机械结构用钢材 Download PDF

Info

Publication number
CN1293716A
CN1293716A CN00800083A CN00800083A CN1293716A CN 1293716 A CN1293716 A CN 1293716A CN 00800083 A CN00800083 A CN 00800083A CN 00800083 A CN00800083 A CN 00800083A CN 1293716 A CN1293716 A CN 1293716A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
content
value
machine structural
hardness
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN00800083A
Other languages
English (en)
Other versions
CN1113973C (zh
Inventor
渡里宏二
冈田康孝
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Sumitomo Metal Industries Ltd filed Critical Sumitomo Metal Industries Ltd
Publication of CN1293716A publication Critical patent/CN1293716A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN1113973C publication Critical patent/CN1113973C/zh
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

一种机械结构用钢材含有按质量%C:0.05—0.55、Si:0.50—2.5、Mn:0.01—2.00、P≤0.035、S:0.005—0.2%、N≤0.0150,同时根据需要含有Cu、Ni、Cr、Mo、V、Nb、Ti、B、Al、Bi、Ca、Pb、Te、Nd、Se,满足－23C+Si(5—2Si)－4Mn+104S－3Cr－9V+10≥0、3.2C+0.8Mn+5.2S+0.5Cr－120N+2.6Pb+4.1Bi－0.001α2+0.13α≥3.0,其余为由Fe和杂质构成的化学组成,组织中的10—80%为铁氧体相、Hν硬度为160—350。在上式中的α表示按组织的铁氧体相的%的面积比例。一种机械结构部件是以上述机械结构用钢材为原材料,经切削加工能比较容易制造。

Description

机械结构用钢材
本发明涉及一种切削性能优异的机械结构用钢材以及由这种钢材所制造的机械结构部件。具体地说，是提供一种切削性能，其中例如钻头开孔时“钻头寿命”和“切屑处理性”优异的机械结构用钢材以及用这种钢材所制造的机械结构的部件。
对各种机械结构部件，大多用热锻造等热加工将钢材粗加工成一定的形状，接着，通过切削加工，精加工成所希望的形状。然后，可以不经热处理直接使用，或者在切削加工后再进行退火、退火—回火、淬火—回火等热处理后使用。也有在热加工后进行热处理，然后再利用切削加工精加工成所希望的形状后使用。对其中一部分部件作为最后处理还进行渗碳、氮化、高频淬火等表面硬化处理后使用。
切削性能优异的钢，即易切钢根据所付与的易切性元素被分成S系列、Pb系列、S-Pb系列、Ca系列、S-Pb-Ca系列、Ti系列、石墨系列等。在这些易切钢中，作为最终制品要求硬度的机械结构用的易切钢，用S易切钢、Pb易切钢或Ca易切钢以及这些复合易切钢的多。这是由于钢的硬度一升高，则切削性恶化，因此多量地添加Pb、S、Ca等能付与易切性的元素改善其切削性能。
但是，大量添加上述的Pb、S、Ca等对最终制品的各种机械结构部件有造成欠陷的情况。例如，在大量添加Pb、S或Ca的情况下，由于夹杂物变粗大，经高频淬火或渗碳等表面硬化处理发生淬裂，并有残存在最终制品上的情况。
而且，在钢中若多量添加Pb、S、Ca等，则必然造成韧性降低。因此，除象曲轴、连杆、印刷机轴等要求韧性不高的机械结构部件的情况以外，对于要求高韧性的机械结构部件象轮毂、主轴、转间节臂、转矩臂等，当把以前所用的所述易切钢作原料钢使用时，则难于确保所希望的高韧性。例如，在按维氏硬度需要160以上的高硬度机械结构部件的情况下，为了提高所述易切钢的切削性能，需要含有大量的S，或者为了提高切屑处理性，需要含有Pb的量多，所以造成韧性的各向异性变大，而且也使韧性显著的降低。
因此，例如，在WO98/23784号国际公开公报中公开有一种含有Ti为0.04-1.0质量％并且使Ti的碳硫化物微细分散的切削性能优异的机械结构用的易切钢材。在该公报中所提出的易切钢材的情况下，能抑制由于粗大夹杂物最终制品产生不良，并且也能确保机械结构部件良好的硬度和韧性的均衡。然而，目前对在产业界的提高切削性的要求越来越高，在自动化生产线上为了更加缩短切削时间，希望能使切削速度进一步提高。为此，需要超过在上述公报中所提出的钢材的切削性的结构用钢材。
作为能提高切削性的新技术，在特开平9-49067号公报中公开有一种提高Si含量的“塑料成型模具用钢”。但是，即使把在该公报中所提出的“塑料成型模具用钢”直接作为机械结构部件的材料钢使用，也不能得到稳定的切屑处理性以满足例如象所谓连杆或齿轮的汽车部件那样的自动化的生产线上大量生产部件的切削中的要求。这是因为，由于模具的切削加工对每个模具都是在开放状态下进行，在上述公报中所提出的“塑料成型模具用钢”的情况下，不存在作为切削性的切屑处理性的问题，因此，不必考虑对切屑处理性。
本发明的目的是提供一种切削性优良的机械结构用钢材和用这种钢材所制造的机械结构部件。具体地说，这种钢材使用含有通常的Co的高速钢制的钻头(所谓“高速钢钻头”)并且开孔(开孔深)/(开孔直径)为5以上的所谓“深孔”情况下的“钻头寿命”和“切屑处理性”优良。这里，作为本发明的机械结构用钢材及机械结构部件的标准的硬度用维氏硬度(以下称Hv硬度)为160-350，作为“钻头寿命”的开孔个数为150个以上。作为要求具有上述特性的机械结构部件的具体例子可列举曲轴、连杆、印刷机轴。
本发明的另一目的，是提供一种机械结构用钢材及用这种钢材所制造的机械结构部件。这种钢材除Hv硬度为上述的160-350和在“钻头寿命”以及“切屑处理性”方面的切削性以外，具有40J以上的值作为在用按JISZ 2202规定的3号摆捶式冲击试验片的冲击试验的室温吸收能(uERT)。作为要求具有上述特性的机械结构部件，例如可列举轮毂、主轴、转向节臂、转矩臂。
另外，上述的160-350的Hv硬度大约相当520-1100MPa的拉伸强度。
本发明的要点如下。
本发明的机械结构用钢材，含有按质量％为C：0.05-0.55％、Si：0.50-2.5％、Mn：0.01-2.00％、P：0.035％以下、S：0.005-0.2％、Cu：0-1.5％、Ni：0-2.0％、Cr：0-2.0％、Mo：0-1.5％、V：0-0.50％、Nb：0-0.1％、Ti：0-不到0.04％、B：0-0.01％、Al：0.04％以下、N：0.015％以下、Bi：0-0.10％、Ca：0-0.05％、Pb：0-0.12％、Te：0-0.05％、Nd：0-0.05％、Se：0-0.5％，用下述式(1)所表示的fn1的值为0以上、用下述式(2)所表示的fn2的值为3.0以上，其余具有由Fe及杂质构成的化学组成，按面积比例在组织中所占的铁氧体相的比例为10-80％，Hv硬度为160-350；
fn1＝-23C+Si(5-2Si)-4Mn+104S-3Cr-9V+10
(1)
fn2＝3.2C+0.8Mn+5.2S+0.5Cr-120N+2.6Pb+4.1Bi-0.001α2+0.13α
(2)
各式中，元素符号表示其元素的质量％，α表示按组织的铁氧体相的％的面积比例。
另外，为了确保良好的韧性，可使上述机械结构用钢材的化学组成按质量％S含量为0.005-0.080％，用下述式(3)所表示的fn3的值为100以下。
fn3＝100C+11Si+18Mn+32Cr+45Mo+6V         (3)
上述式(3)中的元素符号表示按其元素的质量％的含量。
除使所述机械结构用钢材的化学组成按质量％S含量为0.005-0.080％，用所述式(3)所表示的fn3值为100以下以外，对于钢材的加工长度方向的纵截面的更杂物，若以n1作为最大直径为0.5-3μm的夹杂物的个数、n2作为最大直径为超过3μm的夹杂物的个数，用下述式(4)所表示的fn4的值为5.0以上，则能付于机械结构部件良好的韧性。这时，能防止热锻造成型后的机械结构部件，例如用所谓超声波操作检查或磁粉探伤检查的无损伤性检查产生质量不良制品。并且，也能防止在进行所谓对机械结构部件作为最后处理的渗碳、高频淬火等表面硬化处理时的裂缝。
fn4＝n1/n2                               (4)
另外，为了给机械结构部件付与更好的钻头寿命，可使所述机械结构用钢材的化学组成按质量％，Mn含量为0.15-2.00％，S含量为超过0.080％和0.2％以下，用上述式(1)所示的fn1的值为7.5以上。
钻头开孔条件如前所述，为用含有普通的Co的高速钢钻头并开孔(开孔深)/(开孔直径)为5以上的所谓“深孔”。另外，所述的“开孔”即可为向钻头加工方向不贯穿的所谓“盲孔”，也可为贯穿的“孔”。
另外，当一个钻头开孔时，在一开始钻孔后从钻头前部涂去排出的切屑的其他切屑的切断情况成各种状态。用所述式(2)所表示的fn2表示作为“切屑处理性”的“切屑切断指数”，其值与所述切屑的切断状况间的关系为如图1所示。并且，在该fn2的值为0以下的情况下都定义为“0”。
组织的面积比例是指用显微镜所观察时的组织比例。
还有，所谓本发明的钢材的“加工长度方向纵截面”(以下称之为“L截面”)是指平行于钢材的加工方向，通过其中心线所截的面，而所谓夹杂物的“最大直径”是指“L截面的各各夹杂物的最宽幅度的部分”。
下面对附图进行简单的说明。
图1为表示作为“切屑处理性”的用所述式(2)所表示的“切屑切断指数”fn2的值和切屑的切断状况间的关系图。
图2为表示按质量％的基本化学组成为0.43％C-0.6％Mn-0.02％P-0.10％S-0.5％Cr-0.01％Al-0.05％N的钢中的Si含量与旋转切削磨损量的关系图。
图3为表示按质量％的基本化学组成为0.15％C-1.0％Si-0.02％P-0.025％S-0.5％Cr-0.01％Al-0.05％N的钢中的Mn含量与作为钻头寿命的钻头开孔个数的关系图。
图4为表示按质量％的基本化学组成为0.43％C-1.0％Si-0.02％P-0.05％S-0.5％Cr-0.01％Al-0.05％N的钢中的Mn含量与用显示夹杂物的微细化的所述式(4)所表示的fn4的值的关系图。
图5为表示按质量％的基本化学组成为0.43％C-0.6％Mn-0.02％P-0.05％S-0.5％Cr-0.01％Al-0.05％N的钢中的Si含量与作为钻头寿命的钻头开孔个数的关系图。
图6为表示按质量％的基本化学组成为0.43％C-0.6％Mn-0.02％P-0.04％S-0.5％Cr-0.01％Al-0.05％N的钢中的Si含量与旋转切削磨损量的关系图。
本发明者们反复调查和研究了钢材的化学组成和组织对切削性的影响。并且本发明者也反复调查和研究了钢材的化学组成与组织对作为切削及机械性质的硬度和韧性的影响。
其结果，得到下述共识。
(a)若能控制在钢材的组织中所占的铁氧体相的面积比例，则能大大地提高作为切削性的钻头加工性，其中例如切屑处理性。另外，在以下的说明中，“铁氧体相”只称“铁氧体”，而也有“面积比例”只称“比例”的情况。
(b)若使用所述式(1)的fn1的值为0以上，则用含有通常的Co的高速钢钻头在Hv硬度为160-350的高硬度机械结构部件上开孔(开孔深)/(开孔直径)为5以上的所谓“深孔”时，能使作为“钻头寿命”的开孔个数为150以上。
(c)若使上述fn1的值为7.5以上，则可使用上述(b)所述的开孔个数为300以上。因此，深孔加工时的钻头寿命是被极其重视的，而韧性对于象不太要求韧性的曲轴那样的机械结构部件，还是S的含量高好。
(d)提高作为切削性的“切屑处理性”，特别是在钻头开孔的情况下，在谋求钻头的寿命稳定及高寿命的同时，为了不要切屑的后处理并使作业流程自动化是重要不可缺少的。
(e)除适当地控制在组织中所点的铁氧体的比例之外，若使“切屑切断指数”，即用所述式(2)所表示的fn2的值为3.0以上，则对于上述的高硬度机械结构部件，能改善进行所述钻头加工(钻头开孔)时的切屑处理性并使切屑的排出的容易。因此，能稳定和提高钻头寿命，并且由于不需要切屑的后处理，因此能自动化作业流程。
(f)若用所述式(3)所表示的fn3的值为100以下，则对于按Hv硬度为160-350的高硬度机械结构部件，能使用JIS Z 2202中所规定的3号摆锤式冲击试验片的冲击试验的在室温的吸收能(uERT)具有40J以上的良好的韧性。
(g)对于钢材的L截面的夹杂物，若用所述式(4)所表示的fn4值为5.0以上，则能防止，例如由热锻造成型后的机械结构部件，用所谓超声波操作检查或磁粉探伤检查出现不良制品。并且，也能防止在对机械结构部件进行所谓作为最后处理的渗碳、高频淬火的表面硬化处理的情况下的裂缝。
基于上述结果完成了本发明。
下面，对于本发明的各要素给予详细的说明。另外，各元素的含量“％”表示“质量％”。
钢材的化学组成
C：0.05-0.55％。
C是提高钢的硬度并且付与机械结构部件所希望的高硬度的必须的元素。并且C也有提高作为切削性的“切屑处理性”的作用。但是，C的含量不到0.05则难得到所述效果。相反，当C含量过高，则“切屑处理性”饱和或者反而降低，并且增大旋转切削时的工具磨损量，即降低了旋转切削工具寿命。特别是当C含量超过0.55％时，包括所述的旋转切削磨损性在内所有切削性都降低。因此，C的含量为0.05-0.55％。
Si：0.50-2.5％。
Si对改善切削性是有效的元素。所述的作用在Si含量为0.50％以上能够得到。另一方面，Si含量为2.0％的程度改善切削性的效果饱和，而当超过2.5％时，切屑的变形状态移向断续的剪切变形，并且切屑的厚度变大，反而有损工具寿命。因此，Si的含量为0.50-2.5％。另外，当为提高硬度不太有利的多量添加Si时，由于使韧性变差，因此，为了改善切削性，在把多量使用Si的机械结构用钢材作为象轮毂、主轴、转向节臂、转矩臂那样要求良好的韧性部件的原料钢使用的情况下，兼顾保持韧性是重要的。
Mn：0.01--2.00％。
Mn有提高硬度的作用及改善韧性的作用。而且，也有在Mn中固定钢中的S并提高热加工性的作用。但是，其含量不到0.01％则得不到所述的效果，而Mn含量为2.00％时所述的效果达到饱和。因此，Mn的含量为0.01-2.00％。
另外，根据对机械结构部件所要求的特性，使Mn含量按与所述的S含量的关系变化是理想的。
也就是，象轮毂、主轴、转向节臂、转矩臂那样的对于机械结构部件的韧性和切削性同时要求高水平的情况下，把S的含量为0.005-0.080％并且Mn含量尽可能地低的限于能给与机械结构部件所希望的硬度的限度是理想的。即，Mn含量的上限为1.50％好，而最好的把Mn含量的上限为1.00％。另外，当Mn含量变低时，则主要使MnS减少，能使夹杂物的微细分散，因此，能防止在进行作为最后处理的表面硬化处理时的裂缝。
对于机械结构部件，在同时要求极高水平的韧性和切削性的情况下，对于S含量使Mn含量的上限为0.50％是更加理想的。并且，若将Mn含量的上限为0.30％，则能提高韧性，甚至在低温区域的韧性，而且，提高切削性与MnS系夹杂物减少，并减少最大直径超过3μm的夹杂物，因此，即使对夹杂物的微细分散化也能得到进一步的效果。
另一方面，对于象曲轴、连杆、印刷机轴等那样的机械结构部件，要求良好的切削性而对韧性要求不是那么高的情况下，使S含量超过0.080％在0.2％以下，为固定S，Mn含量为0.15％以上是理想的。而最好Mn含量的下限为0.30％。
P：0.035％以下。
P使热加工性降低，尤其是其含量超过0.035％时，热加工性显著地降低。因此，P的含量为0.035％以下。
S：0.005-0.2％。
S在钢中形成MnS具有改善切削性的作用，其中例如，改善旋转切削的工具寿命的作用。但是，S含量不到0.005％则难得到所述的效果。而当S的含量超过0.2％时，则在作为表面硬化处理的渗碳或高频淬火等的淬火时产生裂缝，并多使制品质量不好。因此，使S含量为0.005-0.2％。
另外，根据对机械结构部件所要求的特性改变S含量是理想的。
也就是说，对象轮毂、主轴、转向节臂、转矩臂那样的机械结构部件同时要求高水平韧性和切削性的情况下，使所述的fn3的值为100以下，并且使S含量为0.005-0.080％是理想的。这是由于，当S含量超过0.080％时，在L截面中，最大直径超过3μm的MnS变多韧性的各向异性变显著的同时，也有韧性变差的情况。
另外，为了在韧性方面不产生显著的各向异性并提高高硬度钢材的切削性，使L截面的MnS的最大直径变小，而且能提高切削性的方法是必要的。为此，在本发明中，适当地控制合金元素的组合及铁氧的比例。在极其重视确保韧性的情况下S含量的上限为0.035％是理想的。在这种情况下，严格控制合金元素的组合及铁氧体的比例，能确保充分的切削性。对比较重视确保韧性的情况下，S含量的上限为0.02％是理想的。在这种情况下，例如，在提高Si含量的同时，降低Mn含量，并且通过使含有适量的Cr式V可以确保充分的切削性。
另一方面，对象曲轴、连杆、印刷机轴等那样的机械结构部件，韧性不要求那么高而要求具良好的切削的情况下，使S含量超过0.080％是理想的。在这种情况下，可以稳定作为深孔加工时的“钻头寿命”的开孔个数，并且确保为300以上。
Cu：0-1.5％。
不添加Cu也可以。若添加Cu有提高硬度的效果。并且，在钢中形成低融点的硫化物也具有改善切削性的作用。在按Hv硬度为160-280的所谓“软”的机械结构用部件的情况下，为了确实地得到所述的效果，Cu含量为0.02％以上是理想的，而最好Cu含量为0.05％以上。另外，在按Hv硬度超过280的所谓“硬”(在本发明中，按Hv硬度超过280为350以下)的机械结构用部件的情况下，为了确实能得到所述的效果，Cu含量为0.2％以上是理想。但是，当Cu含量超过1.5％时，则招致热加工性显著的降低。因此，Cu含量为0-1.5％。
Ni：0-2.0％。
不添加Ni也可以。若添加Ni具有提高硬度和韧性的作用，并且在进行淬火处理的钢材中，有提高淬火性的作用。为了确实能得到这种效果，Ni含量为0.2％以上是理想的。但是，当其含量超过2.0％时，不但所述的效果达到饱和，而且切屑和工具的凝接变显著；降低工具寿命，而只提高成本缺乏经济性。因此，Ni含量为0-2.0％。
Cr：0-2.0％。
不添加Cr也可以。若添加Cr，有提高硬度的作用。并且，也具有提高作为切削性的“切屑处理性”的作用或使微细的夹杂物(CrS)在钢材中生成的作用。为了确实能得到这种效果，Cr含量为0.2％以上是理想的，而Cr含量为0.5％以上则更理想。但是，当其含量超过2.0％，则组织中的铁氧体的比例大幅度降低，所以“切屑处理”相反显著地降低。因此，Cr含量为0-2.0％。并且，Cr含量的上限在C含量为0.25％程度以下的情况为1.5％是理想的。对于C含量为0.55％上限的所述范围的C含量，Cr含量的上限为1.0％是更加理想的。
Mo：0-1.5％。
不添加Mo也可以。若添加Mo具有提高硬度和韧性的作用，并且在进行淬火处理的钢材中，具有提高淬火性的作用。为了确实能得到这种效果，Mo含量为0.1％以上是理想的。但是，其含量超过1.5％时，所述的效果饱和并提高成本缺乏经济性。因此，Mo含量为0-1.5％。
V：0-0.5％。
不添加V也可以。若添加V具有不使韧性或钻头寿命大幅降低而大幅度提高硬度的作用，并且也有抑制旋转切削时的工具磨损的效果。为了确实能得到这种效果，V含量为0.01％以上是理想的。但是，当其含有量超过0.50％时，生成未固熔的V的碳氮化合物，并且不仅没提高硬度，反招致切削性很大的降低。因此，V含量为0-0.50％。
Nb：0-0.1％。
不添加Nb也可以，若添加Nb，有使晶粒微细化提高韧性的同时提高强度，特别是屈服强度的作用。为了确实能得到这种效果，Nb含量为0.005％以上是理想的。但是，当其含量超过0.1％时，则以未固熔的粗大硬质的Nb的碳氮化合物残留，反到降低了韧性，并且切削性也降低。因此，Nb的含量为0-0.1％。
Ti：0-不到0.04％。
不添加Ti也可以。若添加Ti，形成Ti的硫化物，并抑制MnS的生成，因此能使夹杂物微细分散化。并且，由于Ti的碳化物析出，能提高硬度。为了确实得到这种效果，Ti含量为0.005％以上是理想的。但是，当使Ti含量多，则提高由TiC的硬度变大，并有延展性，即延长和拉深降低的情况，特别是当其含量为0.04％以上时，具有延展性显著降低的情况。因此，Ti的含量为0-不到0.04％。
B：0-0.01％。
不添加B也可以。若添加B具有更加提高切削性的作用。为了确实得到这种效果，B的含量为0.001％以上是理想的。但是，当其含量超过0.01％时，则造成韧性和热加工性降低。因此，B的含量为0-0.01％。
Al：0.04％以下。
Al是对钢的脱氧有效的元素。但是本发明中由于含有上述量的Si，所以可用Si脱氧。因此，不是特别需要用Al脱氧处理，所以不添加Al也可以。另外，当Al的含量超过0.04％，则工具与切屑的凝接变显著，所以造成用钻头加工或旋转切削的工具寿命降低。因此，Al的含量为0.04％以下。
在象轮毂、主轴、转间节臂、转矩臂那样的要求高水平的韧性的机械结构部件的情况下，为了确保良好的韧性，把钢中的氧含量控制在0.15％以下是理想的。因此，在具有脱氧效果的C、Si的含量低的情况下，Al的含量为0.010％是理想的。
N：0.015％以下。
限制N含量是极其重要的。也就是说，N使“切屑处理性”恶化，特别是当N含量超过0.015％时，“切屑处理性”的降低变得极其显著。因此，即使添加其它的改善“切屑处理性”元素，也不能改善“切屑处理性”。因此，N含量为0.015％以下，另外，以往为提高非调质钢的硬度添加N，但是，用适当地控制已述的C、Si、Mn、Cr及V等的含量，即使不有意地添加N也能得到所希望的硬度，所以尽可能地抑制低的N含量是理想的，而为0.010％以下好。特别是，在硬度为Hv 280以下并且切屑处理性容易恶化的情况下，N含量为0.006％以下是理想的。但是，当N含量不到0.002％时，则存在切屑处理性恶化的情况，所以N含量的下限值为0.002％好。
Bi：0-0.10％。
不添加Bi也可以，若添加Bi，则有更加提高切削性的作用。为了确实得到这种效果，Bi含量为0.01％以上是理想的。但是，当其含量超过0.10％时，招致韧性及热加工性降低。因此，Bi的含量为0-0.10％。
Ca：0-0.05％。
不添加Ca也可以。若添加Ca，由于主要球状化MnS，所以能防止，例如用非破坏性检查由热锻造成形后的机械结构部件产生不良制品，并且能防止进行最后处理的表面硬化处理时情况的裂缝。为了确实能得到这种效果，Ca含量为0.001％以上是理想的。但是，其含量超过0.05％时，则招致热加工性的显著降低。并且，在作为表面硬化处理的渗碳或高频淬火等的淬火时发生裂缝，存在制品多发生不良品的情况。因此，Ca的含量为0-0.05％。
Pb：0-0.12％。
不添加Pb也可以。若添加Pb有进一步提高切削性的作用。为了确实能得到这种效果，Pb含量为0.02％以上是理想的。但是，当其含量超过0.12％时，招致热加工性降低。并且，在进行作为表面硬化处理的渗碳或高频淬火等的淬火时有发生裂缝并使制品多发生不良品的情况。因此，Pb的含量为0-0.12％。
Te：0-0.05％。
不添加Te也可以。若添加Te，由于主要球状化MnS，所以能防止，例如用非破坏检查由热锻所成型后的机械结构部件产生不良品，并且也能防止在进行作为最后处理的表面硬化处理的情况下的裂缝。为了确实能得到这种效果，Te含量为0.005％以上是理想的。但是，当其含量超过0.05％时，则招致热加工性的显著降低。因此，Te含量为0-0.05％。
Nd：0-0.05％。
不添加Nd也可以。若添加Nd，由于主要球状化MnS，所以能防止，例如用非破坏检查由热锻所成型后的机械结构部件产生不良品，并且也能防止进行作为最终处理的表面硬化处理的情况下的裂缝。为了确实能得到这种效果，Nd含量为0.005％以上是理想的。但是，当其含量超过0.05％时，则招致热加工性的显著降低。因此，Nd含量为0-0.05％。
Se：0-0.5％。
不添加Se也可以。若添加Se，则具有进一步提高切削性的作用。为了确实能得到这种效果，Se含量为0.05％以上是理想的。但是，当其含量超过0.5％时，则招致韧性和热加工性显著的降低。因此，Se的含量为0-0.5％。
在本发明中，也可以对氧含量不作特别的规定。但是，当其含量一多，则钢中的氧化物变粗大化，成为超声波检查等的不良主要因素有降低了成品率的情况，所以其含量为0.015％以下是理想的。在想确保良好韧性的情况下，氧含量为0.015％以下是极其理想的。
另外，在以往的易削钢中，作为所谓“脱氧调整钢”被实用化。这种“脱氧调整钢”控制Si或Al的含量并且不进行充分的脱氧，添加Ca等元素，使Si、Al、Ca等的复合氧化物形成，并且用适当控制这些复合氧化物的组成比使氧化物的融点降低，改善切削性。
与此相对应，在本发明的机械结构用钢材及机械结构部件中，为改善切削性不需利用上述的低融点氧化物。把所述各元素的含量及用下面详细描述的所述式(1)或(2)所表示的fn1和fn2的值控制在适当的范围，并且，用把在后述的组织中所占的铁氧体的比例控制在适当的范围，即使所谓Hv硬度为160-350的高硬度，也能确保充分的切削性。因此，例如本发明的机械结构用钢材及机械结构部件的氧化物，即使有前述的“脱氧调整钢”的情况的组成比，改善切削性也不是基于其氧化物。
fn1：0以上。
在机械结构用钢材的情况下，在切削性方面，特别是提高钻头加工性是重要的。也就是说，对机械结构部件利用钻头加工，象用油孔所代表的那样，对最大直径开孔深度大的所谓“深孔”。作为加工这种“深孔”时的钻头材质，由于使用耐磨损性优良的超硬合金困难，所以特别使用含Co并且韧性和耐摩损性优良的高速钢。因此，对于作为钻头加工性的钻头寿命，钻头材质的改良的提高不要求很大，而且取决于被加工材料的机械结构用钢材的情况大。
作为机械结构用钢材的钻头加工性，需要提高作为“钻头寿命”的开孔个数和“切屑处理性”两者，其中“钻头寿命”依赖加工钢材的硬度和化学组成。也就是，被加工钢材的硬度变高，则“钻头寿命”降低，而这些很大地依赖于被加工钢材的化学组成，在用所述式(1)所表示的fn1的值为0以上的场合，当用含有通常Co的高速钢钻头在机械结构部件上加工所谓“深孔”，即(开孔深)/(开孔直径)为5以上的孔时，则能得到作为“钻头寿命”的150以上的大的开孔个数。因此，fn1的值为0以上。另外，若Mn含量为0.15-2.00％，S含量超过0.080％并为0.2％以下，并且fn1的值为7.5以上，则能得到300以上的极其大的开孔个数。该fn1的上限值，本发明的钢材用Hv硬度为160-350的硬度范围，并且也需要满足涉及下述的切削性的fn2的规定来决定。
fn2：3.0以上。
除如后述的将在组织中所占的铁氧体的面积比例适当地控制之外，在用作为“切屑切断指数”的所述式(2)所表示的fn2的值为3.0以上的情况下，首先改善切屑处理性，在深孔加工中，使切屑的排出容易(参照图1)。为此，能稳定并提高钻头寿命，由于不需要切屑的后处理，能使作业流程自动化。另外，在“切屑切断指数”fn2的值为不到3.0的情况下，由于切屑切断性显著地降低，因此，发生如图1所示的长延伸的切屑。因此，需要进行切屑的后处理，作业流程的自动化因难。并且，钻头寿命降低。因此，fn2的值为3.0以上。
用合金元素含量和铁氧体的面积比例所规定的“切屑切断指数”fn2与硬度、韧性和钻头寿命有关。即，当硬度变高，则切屑切断性变好，但是韧性和钻头寿命降低。另一方面，当硬度变低时，韧性和钻头寿命变高，由于延展性提高切屑处理性恶化。因此，该fn2的上限值，由本发明的钢材用Hv硬度为160-350的硬度范围，也需要满足涉及切削性的fn1及铁氧体的比例的各种规定来决定。另外，实际上fn2的上限值为8.0左右。
fn3：100以下。
当S含量为0.005-0.080％，S以外的各元素的含量均在所述的范围内，而且用所述式(3)所表示的fn3的值为100以下时，则按用JIS Z 2202所规定的3号摆锤式冲击试验片的冲击试验，能得到40J以上的室温吸收能(uERT)，并且能付与高硬度机械结构部件良好的韧性。因此，对于象轮毂、主轴、转间节臂、转矩臂那样要求高韧性的机械结构部件，使S含量为0.005-0.080％，并且使fn3的值为100以下好。该fn1的下限值也由需要满足钢材按Hv硬度为160-350的硬度范围以及涉及切削性的fn1、fn2的规定来决定。
另外，在寒冷地区使用机械结构部件的情况下，以使用按JIS Z 2202所规定的3号摆锤式冲击试验片的冲击试验，要求作为-50℃的吸收能(uE-50)为20J以上的值。在这种情况下，用下述式(5)所表示的fn5的值为100以下是理想的。
fn5＝87C+7Si+10Mn+41Cr+15Mo+50V          (5)
另外，上述式(5)的元素符号也表示其元素的质量％的含量。
钢材的组织
为了提高具有上述的化学组成的机械结构用钢材的切削性，其中例如钻头开孔的“切屑处理性”，按面积比例，需要使在组织中所占的铁氧体的比例为10-80％。由于铁氧体是软质相，在钻头加工时首先变形，并成为切屑切断的起点，提高“切屑处理性”。但是，铁氧体的比例不到10％，得不到上述的效果，切屑处理性降低。并且，也有作为“切屑处理性”的“切屑切断指数”fn2的值在3.0以下的情况。另一方面，当铁氧体的比例超过80％，则按下述项(c)所述的Hv硬度确保为160以上的高硬度变难，软质的组织变得过多，反而降低了“切屑处理性”。因此，使在组织中所占的铁氧体的比例为10-80％。
这里，所述的组织的比例，即面积比例是指用显微镜观察时的组织的比例。
除组织中的铁氧体以外的其余部分为珠光体、贝氏体或马氏体。所定的组织在非调质处理、即最后的热加工后直接冷却能得到，也可在热加工后进行退火、退火—回火、淬火—回火等的热处理得到。另外，在组织中包括在所谓贝氏体或马氏体的低温的变态生成物的情况下，进行回火处理是理想的。另一方面，从成本上看，不进行热处理，而进行能得到所定组织的非调质处理是理想的。在这种“非调质处理”的情况下，由于不需要进行热处理，在成本方面是有利的，并由于能简化流程在工期方面也是有利的。
Hv硬度
按Hv硬度不到160的机械结构部件，由于使用时变形，或产生大的磨损，或引起疲劳破坏，因此，即使切削性优良也难于利用。另一方面，当硬度按Hv硬度超过350时，确保所希望的良好的切削性变得困难。特别是，在“非调质处理”的情况下，使在组织中所占的铁氧体的比例为10-18％，确保切削性变得极其困难。因此，Hv硬度为160-350。
夹杂物
在象轮毂、主轴、转间节臂、转矩臂那样要求高韧性的机械结构部件的情况下，使S含量为0.05-0.080％，用所述式(3)所表示的fn3的值为100以下，同时对钢材的L截面的夹杂物，使用所述式(4)所表示的fn4的值为5.0以上好。这是由于，在满足所述的S含量范围和fn3的值的机械结构用钢材的情况，使fn4的值为5.0以上长延伸的MnS变得极其少，能防止用非破坏检查由热锻等热加工的成型后的机械结构部件产生的不良制品，并能防止进行作为最后处理的表面硬化处理时的裂缝。
另外，在具有已规定了的化学组成的机械结构用钢材中的S含量为0.005-0.080％的钢材中，最大直径超过3μm的夹杂物的大部分为MnS，而最大直径为0.5-3μm的夹杂物以硫化物(例如，CrS)、碳化物、氮化物等，也包括一部分MnS。
当fn4的值为10以上时，夹杂物的大部分最大直径为3μm以下。因此，在非破坏检查的不良判定基准严格的情况下，fn4的值为10以上是理想的。该fn4的上限值没有特别地规定，越大越好。
所述夹杂物的个数，若以显微镜为能识别最大直径0.5μm的夹杂物程度的倍数，例如400倍下进行测定。
这里，为了使fn4的值为5.0以上，在不添加Cr的情况，例如在(a)Mn和S的含量分别为低到0.5％以下、0.05％以上，或者(b)添加适当量的Te、Ti或Nd，在钢的凝固阶段把MnS成微细状，并且在其后的热加工成不向长延伸的组成。在添加Cr把夹杂物作为CrS被分散的情况，例如使Mn的含量为0.5％以下，同时在用Si或Al脱氧后，添加Cr，并且在其后可以添加Mn。
另外，在上述任何一种情况下，用真空精炼及铁水包精炼等2次精炼的过程，充分地搅拌熔钢使粗大的MnS上浮，并且以充分大的凝固时的钢块的冷却速度，把2次枝晶间距为250μm以下是理想的。因此，以连续铸造制造钢锭是理想的。若进行上述的处理，能得到所谓“微偏析”或“S偏析”极其少的良好的钢块。
控制夹杂物并改善切削性的以往的易削钢作为所谓的“脱氧调整钢”被实用化。在这种“脱氧调整钢”的情况，把半脱氧型的钢作为基本组成，用适当地控制SiO2、MnO、Al2O3、CaO、TiO2等氧化物的组成比，首先可以提高切削性。为此，在本发明的机械结构用钢材的情况下，与以氧化物为开始的夹杂物的组成范围没有关系，即夹杂物的组成范围无论为怎样，若满足已述的化学组成规定和组织规定，则按Hv硬度在所谓160-350的硬度范围，即能得到良好的切削性。
另外，S含量为0.005-0.080％，fn3的值为100以下的钢材，以满足已述的夹杂物的规定，能防止，例如用非破坏检查由热锻所成型后的机械结构部件产生不良品，也能防止进行作为最后处理的表面硬化处理时的裂缝。
本发明的机械结构部件，用热锻造等热加工将已述的本发明的机械结构用钢材精加工成所定的形状，然后，切削加工成所希望的形状进行制造。或者在上述的切削加工后，进行退火、退火—回火、淬火—回火等的处理进行制造。另外，在所述热加工后，进行热处理，然后，切削加工成所希望的形状，也能制造。另外，对一部分部件，作为表面硬化处理也可进行渗碳、氮化以及高频淬火等的热处理或喷丸硬化等的塑性加工。
下面通过实施例对本发明给予进一步详细的说明，但是本发明不限于这些实施例。
实施例1
将在表1-4所示的化学组成的钢用150kg的真空熔解炉或70吨转炉进行熔炼。用70吨转炉所熔炼的为钢A4和钢B8，在转炉熔炼后进行连结铸造。其它的钢都是用150kg真空熔解炉进行熔炼的。另外，在表1-4中，也一并分别示出式(1)所表示的fn1的值。氧含量钢B11在0.0187％和0.15％，而其它的钢都为0.015％以下。
在表1-4的钢A1-B20以及钢D1-D4各元素的含量值在本发明所规定的范围内，而且，fn1的值也为满足在本发明所规定的条件的钢。
另一方面，表3、表4的钢C1-C13各元素的任何一种含量都为偏离本发明所规定的范围的钢。其中钢C8的fn1的值也为偏离本发明所规定的条件的钢。
表1
钢                                          化  学  组  成(质量％)    其余：Fe及杂质
    C     Si     Mn     S     Cr     P     V     N     Al     其它     fn1
  A1A2A3A4A5A6A7A8A9A10B1B2B3   0.090.330.490.420.260.360.390.400.410.240.080.520.26   0.970.881.160.991.031.151.030.690.691.241.061.260.51   1.871.220.230.340.891.250.520.820.771.490.820.170.38   0.1490.1170.0960.1060.0830.1000.1190.0970.1140.0860.1290.1270.096     ----------1.560.161.51     0.0170.0330.0100.0290.0070.0130.0230.0280.0250.0090.0160.0250.027     0.30-0.110.33--0.120.090.200.240.08-   0.00400.00680.00500.00210.00300.00810.00700.00590.00650.00700.00350.00900.0035   0.010-0.0160.0230.0250.0060.0100.0240.0030.0120.0090.0130.027  -----Ca：0.005，Te：0.03Pb：0.11，Se：0.10Nb：0.04B：0.0023，Bi：0.09Mo：0.21---     16.212.59.913.08.810.214.49.011.08.814.512.510.0
fn1＝-23C+Si(5-2Si)-4Mn+104S-3Cr-9V+10(在上述各式的元素符号表示其元素的含量)
表2
钢                                   化  学  组  成(质量％)    其余：Fe及杂质
    C     Si     Mn     S     Cr     P     V     N     Al     其它   fn1
  B4B5B6B7B8B9B10B11B12B13B14B15B16     0.280.300.370.090.340.230.490.460.250.330.270.250.20     1.000.792.031.131.091.021.261.101.061.001.150.981.16     0.791.030.370.510.350.180.220.380.670.510.870.780.80     0.1230.1030.1390.0990.0880.0830.1000.1200.0920.0930.1440.1000.103     0.790.901.091.680.571.570.880.231.420.991.091.421.53     0.0040.0030.0100.0160.0140.0090.0200.0210.0220.0140.0170.0060.013     -0.13-0.22---0.400.100.110.360.100.10   0.00250.00800.00520.00210.00430.00370.00550.00470.00440.00560.00260.00750.0090   0.0300.0120.0360.0230.0070.0130.0090.0020.0070.0200.0080.0020.033  --Te：0.03-Pb：0.08，Nb：0.03Ni：0.85，Te：0.02Cu：0.55，Se：0.11--Ti：0.034；Nd：0.03Mo：0.14；Ca：0.002Bi：0.03-     13.88.513.112.310.410.98.79.29.09.111.99.310.5
 fn1＝-23C+Si(5-2Si)-4Mn+104S-3Cr-9V+10(在上述各式的元素符号表示其元素的含量)
表3
钢                                      化  学  组  成(质量％)    其余：Fe及杂质
    C     Si     Mn     S     Cr     P     V     N     Al     其它     fn1
 B17B18B19B20C1C2C3C4C5C6C7  0.350.310.520.26*0.04*0.590.400.390.330.370.25  1.160.690.560.591.790.68*0.27*2.660.950.871.16  0.801.301.301.060.890.551.371.28*2.471.130.77  0.1430.1190.1440.0920.0860.0750.1030.0810.0910.0960.075  0.831.570.331.34-0.25--1.112.291.52   0.0130.0270.0110.0290.0070.0220.0170.0130.0300.0530.017   0.10----0.080.06---*0.57   0.01460.00660.01030.01460.01230.00260.00650.01250.00730.00620.0056   0.0330.0290.0260.0170.0230.0100.0470.0100.0260.0210.010    -----------     13.37.89.07.617.03.06.73.31.62.92.4
fn1＝-23C+Si(5-2Si)-4Mn+104S-3Cr-9V+10(在上述各式的元素符号表示其元素的含量)*记号表示偏离在本发明所规定的条件。
表4
钢                                  化  学  组  成(质量％)    其余：Fe及杂质
    C     Si     Mn     S     Cr     P     V     N     Al     其它   fn1
C8C9C11C12C13D1D2D3D4   0.400.360.460.300.390.510.370.490.160.41   0.570.771.151.000.580.930.900.722.260.59   *2.431.130.901.211.261.221.071.091.301.46     0.0910.0950.0870.0900.1100.1260.0810.0900.0880.092   1.031.261.570.90-0.601.001.061.560.22   0.0270.0170.0080.0300.0230.0150.0210.0300.0240.029     -0.18---0.150.090.140.30- *0.02510.00750.00470.00430.0103*0.01710.01200.00680.00600.0088  0.0090.0170.0300.0320.0300.0230.0200.0320.0170.017 *Ni：2.24*Mo：1.84*B：0.010，*Bi：0.17*Pb：0.26.*Te：0.07*Cu：1.89*Nb：0.13---- *-0.34.33.37.99.76.34.61.93.15.9
fn1＝-23C+Si(5-2Si)-4Mn+104S-3Cr-9V+10(在上述各式的元素符号表示其元素的含量)*记号表示偏离在本发明所规定的条件。
然后，这些钢的钢锭加热到1250℃后在1000℃以上进行精加工的热锻造，制成直径60mm的圆棒。热锻造后空气冷却并模拟非调质钢材的制造流程。另外，钢A3、钢A4、钢A8、钢B4、钢B5、钢B19、钢C5、钢C6、钢C12、钢D2及钢D3进行热加工后的空气冷却后，根据钢的化学组成，加热到850-1000℃进行退火或淬火，除钢D2，然后再进行回火。
从这样所得的圆棒的1/2半径的位置，即从圆棒表面15mm的位置，沿热锻方向平行地采取按JIS Z 2201所规定的14A号拉伸试验片(平行部分的直径为8mm)，并考察在室温的拉伸特性。另外，在下面的说明中，把圆棒的1/2半径的位置称作R/2部位置。
从直径60mm的圆棒中切出20mm长的硬度试验片，用截面也进行R/2部位置的Hv硬度测度。另外，把6处所测定的平均值作为Hv硬度。
另外，以圆棒的R/2部位置为中心，镜面研磨沿热锻造方向平行地所采取的试验片的L截面，用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀被检测面并用放大倍数为400倍的光学显微镜观察R/2部位置的组织，进行铁氧体的比例(面积比例)测定和组织的判定。
也进行由钻头开孔试验及旋转切削试验的切削性研究。
钻头开孔试验，在直径60mm的圆棒的直径方向开孔深度50mm的孔，由于刃前端磨损，把不能开孔时的前面的开数作为钻头寿命。开孔使用钻头直径为6.0mm，全长225mm，前端角为118度的含6％Co的高速钢钻头，同时用乳浊剂(水溶性润滑剂)进行润滑，以旋转速度980rpm，送刀量0.15mm/rev的条件下进行试验。
旋转切削试验，把在超硬合金的刀头上施加超长切片断裂器的试样为基础，用进行了Ti(C、N)-Al-TiN包覆的试样，并在无润滑、切削速度为160m/分，送刀量0.25mm/re·v，切入量3mm的条件下进行。并且用切削30分钟后的刀片的铲背面的磨损量进行切削性评价。
另外，钢C10及钢C11，由于在热锻造中产生裂纹，对这些钢进行上述的R/2部位置的组织观察，只进行铁氧体的比例(面积比例)测定的组织判定。
在表5-8中示出上述各种试验的结果。在该表5-8的热处理中的“N”为退火、“T”为回火、“Q”为淬火，“-”为非调质处理。另外，在组织栏中的“F”表示铁氧体、“P”表示珠光体、“B”表示贝氏体、“M”表示马氏体。“α”指组织中铁氧体的面积比例，如前所述。在上述的表中在括号内也一并示出回火温度(℃)。
另外，钢C10和钢C11的各各组织的相为“B+M”和“F+M”，铁氧体的比例(α)为0％和21％。因此，按所述条件，所制作直径60mm的圆棒时的fn2值，在钢C10的情况为3.6，在钢C11的情况为5.4。
表5
试验序号 钢 热处理     组    织 fn2                   拉伸特性 Hv硬度 钻头寿命(开孔个数) 旋转切削磨损量(μm)
相 α(％) TS(MPa) YS(MPa) YS/TS 拉深(％)
 123456789101112  A1A1A3A4A5A6A7A8A9A10B1B2 --NT(600)NT(600)---QT(650)----     F+PF+PF+P+BF+P+BF+PF+PF+PF+P+BF+PF+PF+PF+P     736129257956732364652962     6.26.04.64.55.75.85.94.26.35.84.95.7     590718890775736771755796794749639925     453435505423538483412489462544444480     0.770.600.570.550.730.630.550.610.580.730.700.52     69.424.526.526.541.820.428.623.528.658.169.428.6     184225281244231243238251251236200293     1059681408565351514908311513401899833     20741261121682911061071234126
热处理栏的“-”为非调质、“N”为退火、“T”为回火、“Q”为淬火、括号内的数值为回火温度(℃)。组织栏的“F”为铁氧体、“P”为珠光体、“B”为贝氏体、“M”为马氏体、“α”为铁氧体的面积比例。拉伸特性栏的“TS”为拉伸强度、“YS”为屈服强度
表6
试验序号 钢 热处理     组    织 fn2              拉伸特性 Hv硬度 钻头寿命(开孔个数) 旋转切削磨损量(μm)
相 α(％) TS(MPa) YS(MPa) YS/TS 拉深(％)
  131415161718192021222324   B3B4B5B6B7B8B9B10B11B12B13B14 -NT(600)QT(650)---------     F+PF+B+MF+MF+PF+PF+PF+PF+PF+PF+PF+PF+P     211626283157302719203413     4.34.14.55.04.95.94.74.84.14.25.04.1     697811860883641742687938984760852898     411513623479455444414514609493544580     0.590.630.720.540.710.600.600.550.620.650.640.65     35.727.546.930.659.226.537.727.517.343.924.530.6     228228228279201233216297319240270300     3666284281215698519577399305358359662     1036277542198761509064896
热处理栏的“-”为非调质、“N”为退火、“T”为回火、“Q”为淬火、括号内的数值为回火温度(℃)。组织栏的“F”为铁氧体、“P”为珠光体、“B”为贝氏体、“M”为马氏体、“α”为铁氧体的面积比例。拉伸特性栏的“TS”为拉伸强度、“YS”为屈服强度
表7
试验序号 钢 热处理     组    织 fn2        拉伸特性 Hv硬度 钻头寿命(开孔个数) 旋转切削磨损量(μm)
相 α(％) TS(MPa) YS(MPa) YS/TS 拉深(％)
  2526272829303132333435   B15B16B17B18B19B20C1C2C3C4C5   ----NT(600)-----NT(550)     F+PF+PF+PB+MB+MF+PF+PF+PF+PF+PM+B     21151300896641510   4.23.32.72.62.42.13.13.35.85.23.2   761729989821939726440997779907888   490478548504512468338580485598629   0.640.660.550.610.550.640.770.580.620.660.71   43.963.212.241.827.541.852.017.324.520.426.5   240229314260298228135317246287281     36832528923127217936816520516887     64371231071629892206223213107
热处理栏的“-”为非调质、“N”为退火、“T”为回火、“Q”为淬火、括号内的数值为回火温度(℃)。组织栏的“F”为铁氧体、“P”为珠光体、“B”为贝氏体、“M”为马氏体、“α”为铁氧体的面积比例。拉伸特性栏的“TS”为拉伸强度、“YS”为屈服强度
表8
试验序号 钢 热处理     组    织 fn2             拉伸特性 Hv硬度 钻头寿命(开孔个数) 旋转切削磨损量(μm)
相     α(％)   TS(MPa)   YS(MPa) YS/TS   拉深(％)
  36373839404142434445   C6C7C8C9C12C13D1D2D3D4   QT(600)---QT(600)--NQT(550)-       MF+PB+MB+MF+B+MF+PF+PB+MF+BF+P     0110069110533     3.03.21.22.32.32.62.92.62.65.2     952934931108676610168651008853941     591605636765460605564630658591     0.620.650.680.700.600.600.650.620.770.63     31.627.524.512.216.318.433.724.538.828.6     302296295348242322273320270259     15216845111284150150150223173     2263723427619521811823947199
热处理栏的“-”为非调质、“N”为退火、“T”为回火、“Q”为淬火、括号内的数值为回火温度(℃)。组织栏的“F”为铁氧体、“P”为珠光体、“B”为贝氏体、“M”为马氏体、“α”为铁氧体的面积比例。拉伸特性栏的“TS”为拉伸强度、“YS”为屈服强度
如表5-表8所示，在各元素的含量值在本发明所规定的范围内，而且fn1的值、fn2的值及在组织中所占的铁氧体的比例也满足本发明规定的试验序号1-26及试验序号45的场合。任何一种Hv硬度都为184-319的高硬度，钻头寿命优良，“切削处理性”也良好。在上述的各试验序号的情况下，旋转切削磨损量也不到200μm，以旋转切削的切削性也优良。其中，特别是试验序号1-26，其供试验钢的Mn含量为0.17-1.87％，S含量为0.083-0.149％，满足Mn含量为0.15-2.00％，S含量超过0.08％并在0.2％以下的条件，而且fn1的值为8.5-16.2，为大于7.5以上，因此能得到300以上极大的开孔个数，具有极好的钻头寿命。
另一方面，在试验序号27和42的场合，供试样钢的钢B17和钢D1的各元素的含量值在本发明所规定的范围内，fn1的值也满足本发明所规定的条件(参照表3、表4)，由于fn2的值偏离本发明所规定的条件，所以“切屑处理性”差。
试验序号28-30、43及44的场合，供试钢的钢B18-20、钢D2及钢D3的各元素的含量值在本发明的规定范围内，fn1的值也满足在本发明所规定的条件(参照表3、表4)，由于fn2的值及在组织中所占铁氧体的比例偏离在本发明所规定的条件，所以“切屑处理性”差。
试验序号31-41的场合，至少供试钢的各元素中任何一种的含量、fn1的值、fn2的值、在组织中所占的铁氧体的比例中一项偏离本发明的条件，所以按Hv硬度为135，硬度低，或钻头开孔数不到150、钻头寿命短，“切屑处理性”及旋转切削磨损性差。
另外，由于钢C10和钢C11在热锻造中产生裂缝，所以仅进行由组织观察的铁氧体的比例测定和组织的判定，如前所述，没进行其它的试验。
实施例2
以0.43％C-0.6％Mn-0.10％S-0.5％Cr-0.01％Al-0.05％N-0.02％P为基本的化学组成，用150kg的真空熔解炉熔炼改变Si含量的各种钢。
然后，将这些钢的钢锭加热到125℃后在1000℃以上进行精加工的热锻造，制作直径60mm的圆棒。另外，热锻造后空气冷却并模拟非调质钢材的制造工艺。
用这样所得到的直径60mm的圆棒按与所述实施例1同样条件进行旋转切削试验。
图2中整理并示出Si含量对旋转切削磨损量的影响。
由图2可知，当Si含量为0.50％以上，旋转切削磨损量为200μm以下，但当Si含量一超过2.5％，则旋转切削磨损量就急速地变大。
实施例3
用150kg的真空熔解炉或70吨转炉熔炼表9-12表示化学组成的钢。用70吨转炉熔炼的是钢E4和钢F8、用转炉熔炼后进行连续铸。其它的钢都用150kg真空熔解炉熔炼。另外，在表9-12中，也一并示出分别用所述式(1)、式(3)及式(5)所表示的fn1、fn3及fn5的值。还有，氧含量钢F11在0.0195％和0.015％上变动，而其它的钢都为0.015％以下。
表9、10及12的钢E1-F16及钢H1各元素的含量值在本发明所规定的范围内，而且是fn1的值满足在本发明所规定条件的钢。
表11的钢G1及钢G7，其fn1的值满足在本发明所规定的条件，而各元素的任何一种的含量都偏离在本发明所规定的范围。另外，表12的钢H2-H8，是各元素的含量值在本发明所规定的范围内，fn1的值偏离本发明所规定的条件的钢。表11、表12的钢G2-G6、钢G8-G14及钢J1是各元素的任一种的含量都偏离在本发明所规定的范围，同时fn1的值也偏离本发明所规定的条件的钢。在所述的钢中，钢J1是相当于以往型的S易削钢。
另外，钢E3和钢E4，Mn及S的含量低，MnS微细，用所述式(4)所表示的fn4的值为5.0以上。
钢F1-F3、钢F6-F16、钢G2、钢G6、钢G7、钢H1、H2及钢H5，为了优先生成Cr的硫化物，首先用Si脱氧后添加Cr，然后添加Al、最后添加Mn，用式(4)所表示的fn4的值为5.0以上。
表9
钢                                                   化  学  组  成(质量％)    其余：Fe及杂质
    C     Si     Mn     S     Cr     P   V   N   Al     其它   fn1   fn3   fn5
  E1E2E3E4E5E6E7E8E9E10F1F2F3   0.080.320.480.410.250.350.380.390.400.230.070.510.25   0.960.871.150.981.021.141.020.680.681.231.051.250.50     1.861.210.220.330.881.240.510.810.711.480.810.080.37     0.0780.0460.0250.0350.0090.0290.0480.0260.0430.0150.0580.0560.025     ----------1.550.151.50     0.0160.0320.0090.0280.0060.0120.0220.0270.0240.0080.0150.0240.026     0.29-0.10-0.32--0.110.080.190.230.07-     0.00390.00670.00490.00200.00290.00800.00690.00580.00640.00690.00340.00890.0034     0.009-0.0150.0220.0240.0050.0090.0230.0020.0110.0080.0120.026     -----Ca：0.005.Te：0.02Pb：0.11.Se：0.11Nb：0.05B：0.0026，Bi：0.09Mo：0.21---     9.25.42.95.91.83.17.22.04.01.87.55.82.9     54636558547058626274847185     47465746545145525156976490
 fn1＝-23C+Si(5-2Si)-4Mn+104S-3Cr-9V+10fn3＝100C+11Si+18Mn+32Cr+45Mo+6Vfn5＝87C+7Si+10Mn+41Cr+15Mo+50V(在上述各式的元素符号表示其元素的含量)
表10
钢                                     化  学  组  成(质量％)    其余：Fe及杂质
    C     Si     Mn     S   Cr     P   V   N   Al     其它   fn1   fn3   fn5
  F4F5F6F7F8F9F10F11F12F13F14F15F16  0.270.290.360.080.330.220.480.450.240.320.260.240.19  0.990.782.021.121.081.011.251.091.050.991.140.971.15  0.781.020.360.500.340.080.210.370.660.500.860.770.79   0.0520.0320.0680.0280.0080.0120.0290.0490.0210.0220.0730.0290.032   0.780.891.081.670.561.560.870.221.410.981.081.411.52   0.0030.0020.0090.0150.0130.0080.0190.0200.0210.0130.0160.0050.012   -0.12-0.21---0.390.090.100.350.090.09   0.00240.00790.00510.00200.00420.00360.00540.00460.00430.00550.00250.00740.0089   0.0290.0110.0350.0220.0060.0120.0080.0010.0060.0190.0070.0010.032  --Te：0.02-Pb：0.08，Nb：0.02Ni：0.87，Ti：0.03Cu：0.59，Se：0.12--Ti：0.038，Nd：0.03Mo：0.15，Ca：0.001Bi：0.03-     6.71.56.15.33.34.21.72.22.02.14.92.33.5     77859984698493739384979495     708393996391887997851039899
 fn1＝-23C+Si(5-2Si)-4Mn+104S-3Cr-9V+10fn3＝100C+11Si+18Mn+32Cr+45Mo+6Vfn5＝87C+7Si+10Mn+41Cr+15Mo+50V(在上述各式的元素符号表示其元素的含量)
表11
钢                                      化  学  组  成(质量％)    其余：Fe及杂质
  C   Si   Mn     S   Cr     P   V     N   Al     其它   fn1   fn3   fn5
  G1G2G3G4G5G6G7G8G9G10G11G12  *0.03*0.580.390.380.320.360.240.390.350.450.290.38   1.780.67*0.26*2.650.940.861.150.560.761.140.990.57   0.880.541.361.27*2.461.120.76*2.421.120.891.201.25   0.015*0.0040.0320.0080.0200.025*0.1100.0200.0240.0160.0190.039   -0.24--1.10*2.281.511.021.251.560.89-   0.0060.0210.0160.0120.029*0.0520.0160.0260.0160.0070.0290.022   -0.070.05---*0.56-0.17---   0.01220.00250.00640.01240.00720.00610.0055*0.02500.00740.00460.00420.00102   0.0220.009*0.0460.0090.0250.0200.0090.0080.0160.0290.0310.029 -------*Ni：2.25*Mo：1.86*B：0.012.Bi：0.17*Pb：0.26，*Te：0.06*Cu：1.88     9.9*-4.0*-0.4*-3.8*-5.5*-4.26.4*-7.5*-2.7*-3.80.82.5     388367901221391021211881239067     247452641041421261041351208150
 fn1＝-23C+Si(5-2Si)-4Mn+104S-3Cr-9V+10fn3＝100C+11Si+18Mn+32Cr+45Mo+6Vfn5＝87C+7Si+10Mn+41Cr+15Mo+50V(在上述各式的元素符号表示其元素的含量)*记号表示偏离在本发明所规定的条件。
表12
钢                                                 化  学  组  成(质量％)    其余：Fe及杂质
    C     Si     Mn     S   Cr     P   V     N   Al     其它   fn1  fn3   fn5
  G13G14H1H2H3H4H5H6H7H8J1  0.500.390.480.300.360.510.480.150.250.400.48  0.920.551.150.680.890.550.712.240.580.58*0.29  1.210.980.791.291.061.291.081.291.051.451.20  0.0550.0360.0720.0480.0090.0730.0190.0080.0210.0210.043  0.590.780.821.560.990.321.051.551.330.21-  0.0140.0170.0120.0260.0200.0100.0290.0230.0280.0280.025  0.140.110.09-0.08-0.130.29---   *0.01700.00350.01450.00650.01190.01020.00670.00590.01450.00870.0093   0.0220.0200.0320.0280.0190.0250.0310.0160.0160.0160.019  *Nb：0.12*Ti：0.32---------  *-0.7*-0.33.10.7*-2.41.9*-5.2*-3.90.5*-1.2*-0.1   102881021019791110114937973   9385961089374107120916256
 fn1＝-23C+Si(5-2Si)-4Mn+104S-3Cr-9V+10fn3＝100C+11Si+18Mn+32Cr+45Mo+6Vfn5＝87C+7Si+10Mn+41Cr+15Mo+50V(在上述各式的元素符号表示其元素的含量)*记号表示偏离在本发明所规定的条件。
接着，将这些钢的钢锭加热到1250℃后在1000℃以上进行精加工热锻造，制作直径60mm的圆棒。热锻后空气冷却并模拟非调质钢材的制造过程。另外，钢E3、钢E4、钢E8、钢F4、钢F5、钢G5、钢G6、钢G12及钢H4-H6在热加工后进行空气冷却，之后根据钢的化学组成加热到850-1000℃进行退火或淬火，除钢H5外，然后再进行回火。
从这样所得的圆棒的R/2部位置，沿热锻造方向平行地采取按JIS Z2201所规定的14A号拉伸试验片(平行部位的直径为8mm)和按JIS Z 2202所规定的3号摆锤式冲击试验片(2mmU缺口摆锤式试验片)、考察在室温的拉伸特性和韧性(吸收能：uERT)及-50℃的韧性(吸收能：uE-50)。
由直径60mm的圆棒切出20mm长的硬度试验片，在截面也进行R/2部位置的Hv硬度测定，以与实施例1的情况相同测定6处的平均值作为Hv硬度。
并且，把圆棒的R/2部位为中心，沿热锻方向平行地镜面研磨所采取的试验片的L截面，用放大倍数400倍的光学显微镜60视场进行观察、并考虑夹杂物。然后，用硝酸乙醇腐蚀溶液腐蚀经镜面研磨的被检测面，用放大倍数400倍的光学显微镜进行R/2部位置的组织观察，并测定铁氧体的比例(面积比例)和判定组织。
对于直径60mm圆棒，用与所述实施例1相同的条件进行钻头开孔试验及旋转切削试验的切削性研究。
另外，钢G10及钢G11在热锻造产生裂缝，所以对这些钢进行上述的R/2部位置的组织观察，并进行铁氧体的比例(面积比例)测定和组织的判定。
在表13-16示出上述各种试验的结果。该表13-16的记号如上所述，热处理栏的记号“N”为退火、“T”为回火、“Q”为淬火、“一”为非调质处理，组织栏的记号“F”为铁氧体、“P”为珠光体、“B”为贝氏体、“M”为马氏体、“α”为组织的铁氧体的面积比例。在热处理栏的括号内数值为回火温度(℃)。
另外，钢G10及钢G11的各各的组织的相为“B+M”和“F+M”，铁氧体的比例“α”为0％和21％。因此，按所述条件制作直径60mm的圆棒时的fn2的值钢G10的场合为3.2，钢G11的场合为4.9。
表13
试验序号 钢 热处理       组  织 fn2 fn4           拉  伸  特  性     韧  性 Hv硬度 钻头寿命(开孔个数) 旋转切削磨损量(μm)
相 α(％) TS(MPa) YS(MPa) YS/TS 拉深(％) UERT(J) UERT(J)
  46474849505152535455565758   E1E2E3E4E5E6E7E8E9E10F1F2F3   --NT(600)NT(600)---QT(650)-----   F+PF+PF+P+BF+P+BF+PF+PF+PF+P+BF+PF+PF+PF+PF+P   72602824785572226364286120   5.95.64.14.15.35.45.53.75.95.44.45.23.8   0.00.09.15.50.00.00.00.00.00.05.416.016.1   602733908791751787770812810764652944711   467448521436555498425504476561458495424   0.780.610.570.550.740.630.550.620.590.730.700.520.60   68242626412028232857682835   12510610211712592116119109103628960   60515845524651545553243024   188230287249236248243256256241204299233     909531258415201364758161363251749683216     2539157140201031141331341543158129
热处理栏的“-”为非调质、“N”为退火、“T”为回火、“Q”为淬火、括号内的数值为回火温度(℃)。组织栏的“F”为铁氧体、“P”为珠光体、“B”为贝氏体、“M”为马氏体、“α”为铁氧体的面积比例。拉伸特性栏的“TS”为拉伸强度、“YS”为屈服强度
表14
试验序号 钢 热处理       组  织 fn2 fn4           拉  伸  特  性   韧  性 Hv硬度 钻头寿命(开孔个数) 旋转切削磨损量(μm)
相 α(％) TS(MPa) YS(MPa) YS/TS 拉深(％) UERT(J) UERT(J)
  596061626364656667686970   F4F5F6F7F8F9F10F11F12F13F14F15   NT(600)QT(650)---------   F+B+MF+MF+PF+PF+PF+PF+PF+PF+PF+PF+PF+P   152527305629261819331220   3.64.04.54.45.54.14.33.63.74.53.63.7   3.50.417.810.47.519.719.69.69.810.36.58.5   8288789016547577019571004776869916777   529642494469458427530628508561598505   0.640.730.550.720.610.610.550.630.650.650.650.65   274630582637271743243043   778041489461434547434854   332923244230332324211824  233233285205238220303325245275306245     4782781065548369427249155208209512218     789668261239518811280111780
热处理栏的“-”为非调质、“N”为退火、“T”为回火、“Q”为淬火、括号内的数值为回火温度(℃)。组织栏的“F”为铁氧体、“P”为珠光体、“B”为贝氏体、“M”为马氏体、“α”为铁氧体的面积比例。拉伸特性栏的“TS”为拉伸强度、“YS”为屈服强度
表15
试验序号 钢 热处理   组  织 fn2 fn4          拉  伸  特  性        韧  性 Hv硬度 钻头寿命(开孔个数) 旋转切削磨损量(μm)
相 α(％) TS(MPa) YS(MPa) YS/TS 拉深(％) UERT(J) UERT(J)
  7172737475767778798081   F16G1G2G3G4G5G6G7G8G9G12   -----NT(550)QT(600)---QT(600)     F+PF+PF+PF+PF+PM+BMF+PB+MB+MF+B+M  1595540500010005   2.82.72.85.34.82.82.63.20.81.91.8   7.90.08.90.00.00.016.814.60.04.50.0   74444910177959259069719539501108782   493348598500616648609624656789474   0.660.770.590.630.670.720.630.660.690.710.61   6251172420263127241216   43157649950101024361226   218529352933217312   234138323251293287308302301355247     17511815551812200025     4611525827926613428246292345244
热处理栏的“-”为非调质、“N”为退火、“T”为回火、“Q”为淬火、括号内的数值为回火温度(℃)。组织栏的“F”为铁氧体、“P”为珠光体、“B”为贝氏体、“M”为马氏体、“α”为铁氧体的面积比例。拉伸特性栏的“TS”为拉伸强度、“YS”为屈服强度
表16
试验序号 钢 热处理   组  织 fn2 fn4                   拉  伸  特  性          韧  性 Hv硬度 钻头寿命(开孔个数) 旋转切削磨损量(μm)
相 α(％) TS(MPa) YS(MPa) YS/TS 拉深(％) UERT(J) UERT(J)
  8283848586878889909192   G13G14H1H2H3H4H5H6H7H8J1   -----NT(600)NQT(550)---     F+PF+PF+PB+MF+PB+MB+MF+BF+PF+PF+P     8201201100493240     2.14.42.62.22.42.02.22.11.84.85.2     2.43.412.25.01.90.07.00.02.90.00.0     103796010098388839581029870941960873     624609565520581528649678482609503     0.600.630.560.620.660.550.630.780.650.630.58     1817124133272438412831     26123627434995447328     285251228215231337   329308320265279304327275233264276     025249350122073292394     27324915413414820229959123249208
热处理栏的“-”为非调质、“N”为退火、“T”为回火、“Q”为淬火、括号内的数值为回火温度(℃)。组织栏的“F”为铁氧体、“P”为珠光体、“B”为贝氏体、“M”为马氏体、“α”为铁氧体的面积比例。拉伸特性栏的“TS”为拉伸强度、“YS”为屈服强度
如表13-16表示，各元素的含量为在本发明所规定的范围，并且在fn1的值、fn2的值及在组织中所占的铁氧体的比例也满足本发明的规定的试验序号46-70的场合，任何一种Hv硬度为188-325的高硬度，钻头寿命优良，“切屑处理性”也良好。在上述的各试验序号的情况下，旋转切削磨损量也不到200μm，在旋转切削的切削性也优良。在上述的各试验序号的场合，其供试钢的fn3的值为54-99，任何一种都满足100以下，因此uERT具有40J以上的良好的韧性。此外，试验序号46-68以及70的供试钢的fn5的值均为100以下，因此，uERT具有40J以上的良好的韧性。此外，试验序号46-68以及70的供试钢的fn5的值均为100以下，因此，能得到20J以上的uE-50，显然即使在低温的韧性也优良。
另外，在所述的试验序号46-70中，满足涉及fn4的值为5.0以上的夹杂物的规定的试验序号48、49、56-58以及61-70的情况下，不论热锻造后，还是在渗碳或高频淬火的表面硬化处理后的磁粉探伤试验中，均未观察到异常的磁性状态，即由于在供试材料的表面或表面下部所存在的裂缝而产生的磁粉状态。然而，在fn4值不到5.0的情况中，在试验序号54及60的场合，虽热锻造后无疵点，但是通过表面硬化处理也有产生异常磁性状态的情况。
另一方面，试验序号71、84的场合，供试钢的钢F16和钢H1的各元素的含量值在本发明所规定的范围内，fn1的值也满足在本发明所规定的条件(参照表10、表12)，而fn2的值偏离在本发明所规定的条件，因此“切屑处理性”差。
试验序号72-83、85-91的场合，由于至少一种供试钢的各元素中任何一种的含量、fn1的值、fn2的值，在组织中所占的铁氧体的比例偏离本发明的条件，所以或按Hv硬度为138，硬度低，或钻头开孔数不到150，钻头寿命短，并且“切屑处理性”或旋转切削磨损性差。
试验序号92的场合，由于把与以往的S易削钢相当的钢J1为供试钢，Si的含量偏离在本发明规定的范围，并且fn1的值在本发明所规定的条件，因此钻头开孔数为94，钻头寿命短。而且，其旋转切削磨损量超过200μm。
另外，由于钢G10及钢G11在热锻造中产生裂缝，只进行组织观察的铁氧体的比例测定和组织的判定，并如前所述不进行其它的试验。
实施例4
以0.15％C-1.0％Si-0.02％S-0.5％Cr-0.01％Al-0.05％N-0.02％P作为基本的化学组成，用150kg的真空熔解炉熔炼变化Mn含量的各种的钢。
然后，把这些钢的钢锭加热到1250℃后在1000℃以上进行精加工的热锻造、制作直径60mm的圆棒。在热锻后进行空气冷却，并模拟非调质钢材的制造过程。
将这样所得的直径60mm的圆棒用与所述实施例1相同的开孔条件在其直径方向进行开孔深度50mm孔的钻头开孔试验。
图3中整理并示出Mn的含量对于作为钻头寿命的开孔个数的影响。
由图3可知，Mn含量越低，钻头开孔个数越多、切削性越好。
实施例5
用150kg的真空熔解炉熔炼以0.43％C-1.0％Si-0.05％S-0.5％Cr-0.01％Al-0.05％N-0.02％P作为基本的化学组成变化Mn含量的各种钢。
接着，把这些钢的钢锭加热到1250℃后，在1000℃以上进行精加工的热锻造，制作直径60mm的圆棒。热锻造后进行空气冷却，并模拟非调质钢材的制造流程。
对于这样所得到的直径60mm的圆棒，与所述实施例3同样以R/2部位置为中心，沿热锻造方向平行地镜面研磨所采取的试验片的L截面，用放大倍数400倍的光学显微镜60视场观察，研究夹杂物。
图4中整理并示出Mn含量对fn4，即夹杂物的微细化的影响。
由图4可知；Mn含量越低，fn4的值越变大。
实施例6
用50kg的真空熔解炉熔炼以0.43％C-0.6％Mn-0.04％S-0.5％Cr-0.01％Al-0.05％N-0.02％P作为基本的化学组成变化Si含量的各种钢。
然后，将这些钢的钢锭加热到1250℃后，在1000℃以上进行精加工的热锻造，制作直径60mm的圆棒。在热锻造后进行空气冷却，模拟非调质钢材的制造流程。
将这样所得到的直径60mm的圆棒用与所述实施例1同样的开孔条件沿其直径方向进行开孔深度50mm开孔的钻头开孔试验。并且，同与所述实施例1同样的条件也进行旋转切削试验。
在图5及图6中分别整理并示出Si含量对作为钻头寿命的开孔个数及旋转切削磨损量的影响。
由图5及图6可知，在以0.43％C-0.6％Mn-0.04％S-0.5％Cr-0.01％Al-0.05％N-0.02％P作为基本的化学组成的情况下，当Si含量为0.50％以上时钻头开孔个数超过150，旋转切削磨损量也为200μm以下，但Si的含量超过2.5％，则这些特性迅速地恶化。
本发明的机械结构用钢材切削性和硬度优良，因此，可利用作为机械结构部件的原材料，以这种机械结构用钢材作为原材料。经切削加工，可比较容易地制造各种机械结构部件。

Claims (6)

1.一种机械结构用钢材，按质量百分比含有：C：0.05-0.55％、Si：0.50-2.5％、Mn：0.01-2.00％、P：0.035％以下、S：0.005-0.2％、Cu：0-1.5％、Ni：0-2.0％、Cr：0-2.0％、Mo：0-1.5％、V：0-0.50％、Nb：0-0.1％、Ti：0-不到0.04％、B：0-0.01％、Al：0.04％以下、N：0.015％以下、Bi：0-0.10％、Ca：0-0.05％、Pb：0-0.12％、Te：0-0.05％、Nd：0-0.05％、Se：0-0.5％，并满足用下述式(1)所表示的fn1的值为0以上、用下述式(2)所表示的fn2的值为3.0以上，其余具有由Fe及杂质构成的化学组成，按面积比例在组织中所占的铁氧体相的比例为10-80％，Hv硬度为160-350；
fn1＝-23C+Si(5-2Si)-4Mn+104S-3Cr-9V+10      (1)
fn2＝3.2C+0.8Mn+5.2S+0.5Cr-120N+2.6Pb+4.1Bi-0.001α2+0.13α
(2)
各式中，元素符号表示其元素的质量％，α表示按组织中的铁氧体相的％的面积比例。
2.根据权利要求1所述的机械结构用钢材，S含量为0.005-0.080％，用下述式(3)所表示的fn3的值为100以下；
fn3＝100C+11Si+18Mn+32Cr+45Mo+6V         (3)
上述式(3)中，元素符号表示按其元素的质量％的含量。
3.根据权利要求2所述的机械结构用钢材，对于钢材的加工长度方向的纵截面的夹杂物以n1作为最大值径为0.5-3μm的夹杂物的个数、n2作为最大直径为超过3μm的夹杂物的个数，用下述式(4)所表示的fn4的值为5.0以上，
fn4＝n1/n2                               (4)
4.根据权利要求2或3所述的机械结构用钢材，用下述式(5)表示的fn5的值为100以下，
fn5＝87C+7Si+10Mn+41Cr+15Mo+50V          (5)
在上述式(5)中，元素符表示按其元素的质量％的含量。
5.根据权利要求1所述的机械结构用钢材，Mn含量为0.15-2.00％、S含量超过0.080％并为0.2％以下，用上述式(1)所表示的fn1的值为7.5以上。
6.一种机械结构部件是以权利要求1-5中任意一项所述的机械结构钢材作为原材料。
CN00800083A 1999-01-28 2000-01-25 机械结构用钢材 Expired - Lifetime CN1113973C (zh)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP19888/1999 1999-01-28
JP1988899 1999-01-28
JP333127/1999 1999-11-24
JP33312799 1999-11-24

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1293716A true CN1293716A (zh) 2001-05-02
CN1113973C CN1113973C (zh) 2003-07-09

Family

ID=26356763

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN00800083A Expired - Lifetime CN1113973C (zh) 1999-01-28 2000-01-25 机械结构用钢材

Country Status (6)

Country Link
US (1) US6475305B1 (zh)
EP (1) EP1069198A4 (zh)
KR (1) KR100401951B1 (zh)
CN (1) CN1113973C (zh)
CA (1) CA2323952A1 (zh)
WO (1) WO2000044953A1 (zh)

Cited By (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN100404717C (zh) * 2003-10-28 2008-07-23 株式会社电装 易切削钢和采用这种钢的燃料喷射系统元件
CN100434560C (zh) * 2006-12-26 2008-11-19 宋立华 汽车空气悬架随动转向桥
CN102330038A (zh) * 2011-03-16 2012-01-25 首钢贵阳特殊钢有限责任公司 中碳含铋环保易切削结构钢
CN101589168B (zh) * 2007-01-26 2012-04-25 山特维克知识产权股份有限公司 无铅易切削钢及其用途
CN103233161A (zh) * 2013-04-09 2013-08-07 宝山钢铁股份有限公司 一种低屈强比高强度热轧q&p钢及其制造方法
CN103484795A (zh) * 2013-09-29 2014-01-01 苏州市凯业金属制品有限公司 一种易切割金属管
CN103898421A (zh) * 2013-11-15 2014-07-02 东南大学 一种破碎机锤头及其制造方法
CN104791366A (zh) * 2014-01-16 2015-07-22 Lg电子株式会社 曲轴、配置有该曲轴的涡旋式压缩机及曲轴的制造方法
US9156231B2 (en) 2008-12-19 2015-10-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel for machine structure use for surface hardening and steel part for machine structure use
CN106180772A (zh) * 2016-07-20 2016-12-07 西安理工大学 一种车刀刀片及车刀刀片的制备方法
CN109022697A (zh) * 2018-09-21 2018-12-18 江西樟树市兴隆特殊钢有限公司 一种非调质模具钢及其制备方法
CN109234626A (zh) * 2018-07-18 2019-01-18 石家庄钢铁有限责任公司 一种易切削重载汽车轮毂轴承用钢及制造方法
CN109355573A (zh) * 2018-12-03 2019-02-19 东北大学 一种基于碳分配技术的一钢多级热轧钢板及其制造方法
CN109496239A (zh) * 2016-07-27 2019-03-19 新日铁住金株式会社 机械结构用钢
CN111836910A (zh) * 2018-03-13 2020-10-27 日本制铁株式会社 钢材
CN113025890A (zh) * 2021-02-07 2021-06-25 首钢集团有限公司 一种模具用钢、模具及其制备方法
CN113528981A (zh) * 2021-06-18 2021-10-22 首钢集团有限公司 一种2000MPa级防护用钢板及其制备方法
CN114250417A (zh) * 2021-12-17 2022-03-29 广东韶钢松山股份有限公司 一种含碲中碳高硫易切削钢、盘条及盘条的生产方法
CN115537655A (zh) * 2022-09-16 2022-12-30 舞阳钢铁有限责任公司 一种高硅耐磨钢板及其生产方法

Families Citing this family (42)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6416649B1 (en) 1997-06-26 2002-07-09 Alcoa Inc. Electrolytic production of high purity aluminum using ceramic inert anodes
US6423204B1 (en) 1997-06-26 2002-07-23 Alcoa Inc. For cermet inert anode containing oxide and metal phases useful for the electrolytic production of metals
US6821312B2 (en) 1997-06-26 2004-11-23 Alcoa Inc. Cermet inert anode materials and method of making same
CA2323952A1 (en) 1999-01-28 2000-08-03 Yasutaka Okada Machine structural steel product
GB0005023D0 (en) * 2000-03-03 2000-04-26 British Steel Ltd Steel composition and microstructure
JP3838480B2 (ja) * 2000-05-17 2006-10-25 大同特殊鋼株式会社 被削性に優れた耐高面圧部材用鋼材および耐高面圧部材
JP3585034B2 (ja) * 2000-12-14 2004-11-04 日産自動車株式会社 高強度レース及びその製造方法
JP4761649B2 (ja) * 2001-05-16 2011-08-31 清仁 石田 耐食鋼
FR2827875B1 (fr) * 2001-07-24 2006-09-15 Ascometal Sa Acier pour pieces mecaniques, et pieces mecaniques cementees ou carbonitrurees realisees a partir de cet acier
US6764645B2 (en) * 2001-11-28 2004-07-20 Diado Steel Co., Ltd. Steel for machine structural use having good machinability and chip-breakability
CN1920086A (zh) 2001-11-30 2007-02-28 Jfe条钢株式会社 易切钢
TW583315B (en) * 2001-11-30 2004-04-11 Nkk Bars & Shapes Co Ltd Free cutting steel
FR2838138B1 (fr) * 2002-04-03 2005-04-22 Usinor Acier pour la fabrication de moules d'injection de matiere plastique ou pour la fabrication de pieces pour le travail des metaux
FR2838137A1 (fr) * 2002-04-03 2003-10-10 Usinor Acier pour la fabrication de moules pour le moulage par injection de matieres plastiques ou pour la fabrication d'outils pour le travail des metaux
JP4375971B2 (ja) * 2003-01-23 2009-12-02 大同特殊鋼株式会社 高強度ピニオンシャフト用鋼
WO2004083475A1 (ja) 2003-03-18 2004-09-30 Sumitomo Metal Industries Ltd. 非調質コネクティングロッド及びその製造方法
JP2004332078A (ja) * 2003-05-09 2004-11-25 Sanyo Special Steel Co Ltd 切屑処理性に優れた機械構造用快削鋼
FR2868083B1 (fr) * 2004-03-24 2006-07-21 Ascometal Sa Acier pour pieces mecaniques, procede de fabrication de pieces mecaniques l'utilisant et pieces mecaniques ainsi realisees
JP2005299854A (ja) * 2004-04-14 2005-10-27 Koyo Seiko Co Ltd ピニオンシャフト
JP2006022930A (ja) * 2004-07-09 2006-01-26 Matsushita Electric Ind Co Ltd 動圧流体軸受装置
JP2008511759A (ja) * 2004-09-02 2008-04-17 ザ ティムケン カンパニー ブローチ工具寿命を改良する鋼鉄冶金法の最適化
EP1757711B1 (en) 2005-08-24 2013-03-27 Daido Steel Co.,Ltd. Carburized machine parts
JP2007119819A (ja) * 2005-10-26 2007-05-17 Nissan Motor Co Ltd コンロッド用非調質鋼及びコンロッド
KR100711373B1 (ko) 2005-12-21 2007-04-30 주식회사 포스코 인장강도 1200ＭＰａ급인 저온·고압용기를 제조하기 위한딥 드로잉용 강재, 상기 강재의 제조방법 및 상기저온·고압용기의 제조방법
EP1975267B1 (en) * 2006-01-11 2013-07-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Metallic material having excellent metal dusting resistance
JP5092578B2 (ja) * 2007-06-26 2012-12-05 住友金属工業株式会社 低炭素硫黄快削鋼
KR101177542B1 (ko) 2008-02-26 2012-08-28 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 파단 분리성 및 피삭성이 우수한 열간 단조용 비조질강과 열간 압연 강재 및 열간 단조 비조질강 부품
KR101459775B1 (ko) * 2008-06-23 2014-11-10 현대자동차주식회사 자동차 부품용 비조질강 및 이를 이용한 스핀들 너클제조방법
MX2011000918A (es) * 2008-07-24 2011-04-11 Crs Holdings Inc Aleacion de acero de alta resistencia y alta tenacidad.
KR101424862B1 (ko) * 2012-03-29 2014-08-01 현대제철 주식회사 강재 및 그 제조 방법
RU2503736C1 (ru) * 2012-12-11 2014-01-10 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Южно-Уральский государственный университет" (национальный исследовательский университет) (ФГБОУ ВПО "ЮУрГУ" (НИУ)) Низкоуглеродистая конструкционная сталь с улучшенной обрабатываемостью резанием
RU2507293C1 (ru) * 2012-12-11 2014-02-20 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Южно-Уральский государственный университет" (национальный исследовательский университет) (ФГБОУ ВПО "ЮУрГУ" (НИУ)) Низкоуглеродистая легированная сталь высокой обрабатываемости резанием
US20140283960A1 (en) 2013-03-22 2014-09-25 Caterpillar Inc. Air-hardenable bainitic steel with enhanced material characteristics
CA2938938C (en) 2014-02-26 2020-02-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Rail vehicle axle
CN104152798B (zh) * 2014-08-26 2016-08-24 武汉钢铁(集团)公司 抗拉强度≥1200MPa的汽车连杆用易切削钢及生产方法
RU2556189C1 (ru) * 2014-09-15 2015-07-10 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Южно-Уральский государственный университет" (национальный исследовательский университет) (ФГБОУ ВПО "ЮУрГУ" (НИУ)) Легкообрабатываемая конструкционная среднеуглеродистая хромомарганцевоникельмолибденовая сталь
RU2557860C1 (ru) * 2014-09-15 2015-07-27 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Южно-Уральский государственный университет" (национальный исследовательский университет) (ФГБОУ ВПО "ЮУрГУ" (НИУ)) Легкообрабатываемая конструкционная хромомарганцевомолибденовая сталь
RU2570601C1 (ru) * 2014-09-15 2015-12-10 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Южно-Уральский государственный университет" (национальный исследовательский университет) (ФГБОУ ВПО "ЮУрГУ" (НИУ)) Легкообрабатываемая конструкционная хромоникелевая сталь
RU2561558C1 (ru) * 2014-09-15 2015-08-27 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Южно-Уральский государственный университет" (национальный исследовательский университет) (ФГБОУ ВПО "ЮУрГУ" (НИУ)) Легкообрабатываемая конструкционная хромомарганцевоникелевая сталь
US10844466B2 (en) * 2015-10-19 2020-11-24 Nippon Steel Corporation Hot forging steel and hot forged product
JP6521089B2 (ja) * 2015-10-19 2019-05-29 日本製鉄株式会社 機械構造用鋼及び高周波焼入鋼部品
KR101998971B1 (ko) * 2017-11-21 2019-07-10 현대제철 주식회사 비조질강 및 그 제조방법

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3253677B2 (ja) * 1992-06-25 2002-02-04 川崎製鉄株式会社 被削性に優れた機械構造用鋼
JP3526576B2 (ja) * 1993-08-04 2004-05-17 新日本製鐵株式会社 溶接部の疲労強度と溶接性に優れた高張力鋼の製造方法
JP3432944B2 (ja) * 1995-03-16 2003-08-04 新日本製鐵株式会社 捩り疲労強度の優れた高周波焼入れ軸部品用鋼材
JP3466328B2 (ja) * 1995-05-18 2003-11-10 新日本製鐵株式会社 高寿命高周波焼入れ軸受用鋼材
JP3196579B2 (ja) * 1995-07-11 2001-08-06 住友金属工業株式会社 強度と靭性に優れた快削非調質鋼
JP3141735B2 (ja) 1995-08-07 2001-03-05 住友金属工業株式会社 プラスチック成形金型用鋼
JP3217943B2 (ja) * 1995-08-10 2001-10-15 川崎製鉄株式会社 被削性、冷間鍛造性および焼き入れ・焼き戻し後の疲労特性に優れる機械構造用鋼の製造方法
JPH09194999A (ja) * 1996-01-19 1997-07-29 Sumitomo Metal Ind Ltd フェライト・パーライト型非調質鋼
JP3842836B2 (ja) * 1996-01-24 2006-11-08 新日本製鐵株式会社 低温靱性に優れた高張力鋼材の製造方法
JP3239758B2 (ja) * 1996-06-07 2001-12-17 住友金属工業株式会社 軟窒化用鋼材、軟窒化部品及びその製造方法
JPH10140281A (ja) * 1996-11-08 1998-05-26 Kobe Steel Ltd 強度回復性に優れた機械構造用鋼
EP0903418B1 (en) * 1996-11-25 2003-01-29 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Steel having excellent machinability and machined component
CA2278841C (en) * 1997-01-29 2007-05-01 Nippon Steel Corporation High strength steels having excellent formability and high impact energy absorption properties, and a method for producing the same
JPH10219393A (ja) * 1997-02-04 1998-08-18 Sumitomo Metal Ind Ltd 軟窒化用鋼材、軟窒化部品及びその製造方法
EP0969112B2 (en) * 1997-03-17 2017-03-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation A method of producing dual-phase high-strength steel sheets having high impact energy absorption properties
CA2323952A1 (en) 1999-01-28 2000-08-03 Yasutaka Okada Machine structural steel product

Cited By (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN100404717C (zh) * 2003-10-28 2008-07-23 株式会社电装 易切削钢和采用这种钢的燃料喷射系统元件
CN100434560C (zh) * 2006-12-26 2008-11-19 宋立华 汽车空气悬架随动转向桥
US9238856B2 (en) 2007-01-26 2016-01-19 Sandvik Intellectual Property Ab Lead free free-cutting steel
CN101589168B (zh) * 2007-01-26 2012-04-25 山特维克知识产权股份有限公司 无铅易切削钢及其用途
US8540934B2 (en) 2007-01-26 2013-09-24 Sandvik Intellectual Property Ab Lead free free-cutting steel and its use
US9156231B2 (en) 2008-12-19 2015-10-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel for machine structure use for surface hardening and steel part for machine structure use
CN102330038A (zh) * 2011-03-16 2012-01-25 首钢贵阳特殊钢有限责任公司 中碳含铋环保易切削结构钢
CN103233161A (zh) * 2013-04-09 2013-08-07 宝山钢铁股份有限公司 一种低屈强比高强度热轧q&p钢及其制造方法
CN103233161B (zh) * 2013-04-09 2016-01-20 宝山钢铁股份有限公司 一种低屈强比高强度热轧q&p钢及其制造方法
CN103484795A (zh) * 2013-09-29 2014-01-01 苏州市凯业金属制品有限公司 一种易切割金属管
CN103898421B (zh) * 2013-11-15 2016-04-06 东南大学 一种破碎机锤头的制造方法
CN103898421A (zh) * 2013-11-15 2014-07-02 东南大学 一种破碎机锤头及其制造方法
CN104791366A (zh) * 2014-01-16 2015-07-22 Lg电子株式会社 曲轴、配置有该曲轴的涡旋式压缩机及曲轴的制造方法
CN106180772A (zh) * 2016-07-20 2016-12-07 西安理工大学 一种车刀刀片及车刀刀片的制备方法
CN109496239A (zh) * 2016-07-27 2019-03-19 新日铁住金株式会社 机械结构用钢
CN111836910A (zh) * 2018-03-13 2020-10-27 日本制铁株式会社 钢材
CN109234626A (zh) * 2018-07-18 2019-01-18 石家庄钢铁有限责任公司 一种易切削重载汽车轮毂轴承用钢及制造方法
CN109022697A (zh) * 2018-09-21 2018-12-18 江西樟树市兴隆特殊钢有限公司 一种非调质模具钢及其制备方法
CN109355573A (zh) * 2018-12-03 2019-02-19 东北大学 一种基于碳分配技术的一钢多级热轧钢板及其制造方法
CN113025890A (zh) * 2021-02-07 2021-06-25 首钢集团有限公司 一种模具用钢、模具及其制备方法
CN113528981A (zh) * 2021-06-18 2021-10-22 首钢集团有限公司 一种2000MPa级防护用钢板及其制备方法
CN113528981B (zh) * 2021-06-18 2022-04-19 首钢集团有限公司 一种2000MPa级防护用钢板及其制备方法
CN114250417A (zh) * 2021-12-17 2022-03-29 广东韶钢松山股份有限公司 一种含碲中碳高硫易切削钢、盘条及盘条的生产方法
CN115537655A (zh) * 2022-09-16 2022-12-30 舞阳钢铁有限责任公司 一种高硅耐磨钢板及其生产方法
CN115537655B (zh) * 2022-09-16 2023-08-22 舞阳钢铁有限责任公司 一种高硅耐磨钢板及其生产方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP1069198A1 (en) 2001-01-17
KR20010034660A (ko) 2001-04-25
US6475305B1 (en) 2002-11-05
KR100401951B1 (ko) 2003-10-17
EP1069198A4 (en) 2002-02-06
WO2000044953A1 (fr) 2000-08-03
CA2323952A1 (en) 2000-08-03
CN1113973C (zh) 2003-07-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN1113973C (zh) 机械结构用钢材
CN1306056C (zh) 低碳易切削钢
CN1139670C (zh) 铁素体系耐热钢
CN1039036C (zh) 耐热影响区软化性能优良的马氏体耐热钢及其制造方法
CN100343410C (zh) 形成有更少的金属间相并且具有优异的耐腐蚀性、耐脆变性、可铸性和可热加工性的优质双相不锈钢
CN1221680C (zh) 缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板及其制造方法
CN1317415C (zh) 高温下使用的钢和钢管
CN100339500C (zh) 超高强度钢组合物、超高强度钢产品的生产方法以及获得的产品
CN1210432C (zh) 低碳硫易切钢
CN1950530A (zh) 机械结构用部件，其制造方法和高频淬火材料
CN1169992C (zh) 机械结构用钢
CN1764775A (zh) 内燃机用活塞
CN1048290C (zh) 切削性和尺寸精度优良的雾化钢粉
CN100344784C (zh) 轴承零件用钢管、其制造方法及切削方法
CN1711367A (zh) 切削性优良的钢及其制造方法
CN1366559A (zh) 应变时效硬化特性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN1205036A (zh) 切削性优良的钢材及用该钢材经切削加工成的部件
CN1514887A (zh) 纳米碳化物沉积增强的超高强度的、耐腐蚀的结构钢
CN101065509A (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN1108204C (zh) 耐磨性优异、碳化物偏析少的热轧用轧辊
CN1926255A (zh) 耐热铸铁及由其构成的排气系统零件
CN1445379A (zh) 机加工性能优异的热加工工具钢及其制备方法
CN1010856B (zh) 高强度和高延伸率及低各向异性的双结构铬不锈钢带的生产方法
CN1162566C (zh) 桶用钢板的制造方法
CN1961091A (zh) 高强度弹簧用钢及钢线

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
ASS Succession or assignment of patent right

Owner name: NIPPON STEEL + SUMITOMO METAL CORPORATION

Free format text: FORMER OWNER: CHUGAI SEIYAKU KABUSHIKI KAISHA

Effective date: 20130325

C41 Transfer of patent application or patent right or utility model
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20130325

Address after: Tokyo, Japan

Patentee after: Nippon Steel Corporation

Address before: Japan Osaka

Patentee before: Sumitomo Metal Industries Ltd.

CX01 Expiry of patent term

Granted publication date: 20030709

CX01 Expiry of patent term