JP5987992B2 - ステアリングラックバー用圧延丸鋼材およびステアリングラックバー - Google Patents

ステアリングラックバー用圧延丸鋼材およびステアリングラックバー Download PDF

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Description

本発明は、ステアリングラックバー用圧延丸鋼材およびステアリングラックバーに関する。
自動車部品のうちで、ステアリング装置に用いられるステアリングラックバー（以下、単に、「ラックバー」ともいう。）は、自動車の進行方向を操舵するとともに左右両輪を繋ぐ骨組み的な役割を示す重要部品であり、これが破損した場合にはハンドル操作が不可能となってしまう。このため、ラックバーに用いられる鋼材には、高い信頼性が要求される。
なお、ラックバーは、従来、中炭素鋼材の圧延丸鋼材に焼入れ焼戻しの調質処理を行った後に、必要に応じて引抜き加工を行ってから、切削加工によって穴あけおよび歯切りを行い、その歯型部に、高周波焼入れと焼戻しを行って製造されてきた。なお、圧延丸鋼材とは圧延によって断面の形状が円形に加工されたものを意味し、歯切りとは歯型部を形成することを意味する。
そして、高周波焼入れをしたラックバーには、過大な荷重が加わった際にも、高周波焼入れ層で生じた亀裂が母材を進展して破断に至らないことが要求される。
さらに、ラックバーは、径方向中心部の長さ方向に、深穴加工が施される。
したがって、ラックバーの素材として用いられる丸鋼材には、良好な被削性および亀裂の進展に抵抗する優れた母材衝撃特性（母材靱性）が要求される。
このようなステアリングラックバーに用いられる鋼材として、本発明者らは例えば次のような鋼材を提案した。
特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．３８〜０．５５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．１０〜２．０％、Ａｌ：０．１０％以下およびＮ：０．００４〜０．０３％と、残部がＦｅおよび不純物とからなり、［ｆｎ１＝Ｃ＋（１／１０）Ｓｉ＋（１／５）Ｍｎ＋（５／２２）Ｃｒ＋１．６５Ｖ−（５／７）Ｓ］の式（ただし、式中の、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＶおよびＳは、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。）で表されるｆｎ１の値が１．２０以下である化学成分を有し、ミクロ組織がフェライト、ラメラーパーライトおよび球状セメンタイトからなり、フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下、ラメラーパーライトのうちのラメラー間隔が２００ｎｍ以下のラメラーパーライトのミクロ組織に占める面積割合が２０〜５０％および球状セメンタイトの個数が４×１０5個／ｍｍ2以上である、高周波焼入れ用圧延鋼材が開示されている。
なお、この高周波焼入れ用圧延鋼材は、さらにＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、ＮｂおよびＶから選択される１種以上を含んでもよい。
特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．３８〜０．５５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．１０〜２．０％、Ａｌ：０．０１０〜０．１０％およびＮ：０．００４〜０．０３％と、残部がＦｅおよび不純物とからなり、［Ｃeq＝Ｃ＋（１／１０）Ｓｉ＋（１／５）Ｍｎ＋（５／２２）Ｃｒ＋１．６５Ｖ−（５／７）Ｓ］の式（ただし、式中の、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＶおよびＳは、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。）で表されるＣeqの値が１．２０以下およびＳｉ、ＭｎおよびＣｒの合計含有量が１．２〜３．５％を満たす化学成分を有し、ミクロ組織がフェライト、ラメラーパーライトおよび球状セメンタイトからなり、該フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下、ラメラーパーライトのミクロ組織に占める面積割合が２０％以下（０％を含む）および球状セメンタイトの個数が６×１０5個／ｍｍ2以上である、高周波焼入れ用圧延鋼材が開示されている。
なお、この高周波焼入れ用圧延鋼材は、さらにＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、ＮｂおよびＶから選択される１種以上を含んでもよい。
特開２０１１−２１４１３０号公報 特開２０１１−２４１４６６号公報
特許文献１および特許文献２で提案した圧延鋼材に対して、破損防止のための母材靱性と深穴を加工するための被削性をさらに向上させたステアリングラックバー用圧延丸鋼材およびステアリングラックバーに対する要望が大きくなってきた。
本発明は、高周波焼入れされるラックバーの素材として好適に用いることができる圧延丸鋼材およびそれを用いたラックバーを提供することを目的とする。本発明は、特に高価な元素の添加を行わずとも、また調質処理を行わずとも、母材靱性および被削性に優れる圧延丸鋼材およびそれを用いたラックバーを提供することを目的とする。さらに、径方向中心部の長さ方向に容易に深穴を加工することができる圧延丸鋼材および生じた亀裂を停留させることができるラックバーを提供することを目的とする。
なお、本発明の目的とする高い母材靱性とは、圧延鋼材の状態で、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）に規定の、ノッチ角度４５゜、ノッチ深さ２ｍｍおよびノッチ底半径０．２５ｍｍのＶノッチを付けた幅１０ｍｍの標準試験片（以下、「Ｖノッチシャルピー衝撃試験片」という。）を用いたシャルピー衝撃試験における試験温度２５℃での衝撃値が１６０Ｊ／ｃｍ2以上であることを意味する。上記試験片を用いた試験温度２５℃での衝撃値が１６０Ｊ／ｃｍ2以上であれば、より破損の可能性が高い環境下での走行、例えば、悪路走行の際に、より一層の安全性を確保することができる。
本発明者らは、前述した課題を解決するために、中炭素鋼において調質処理を行うことなく高い母材靱性が得られ、なおかつ中心部の良好な被削性を確保するための手段について種々の実験室的な検討を行った。
具体的には、先ず、フェライトとラメラーパーライトからなるミクロ組織を基準に、母材靱性を向上させる手段を検討した。その結果、下記の知見を得た。
（Ａ）フェライトを微細で、かつ圧延方向と平行な方向に延伸させ、さらに、ラメラーパーライト中のセメンタイトを球状セメンタイトにして、ラメラーパーライトを特定の割合未満にするとともに、球状セメンタイトを特定の量以上含むようにすれば、圧延方向と垂直な断面に進展する亀裂に対する抵抗が高くなるので、母材靱性を高めることができる。
次いで、フェライトとラメラーパーライトからなるミクロ組織を基準に、深穴を加工する際の被削性に及ぼす組織の影響を調査した。その結果、下記の知見を得た。
（Ｂ）ミクロ組織中に球状セメンタイトの量が多くなりすぎると、切屑処理性が悪くなることにより切削抵抗が高くなって、被削性に劣る。一方、ラメラーパーライトを特定の割合以上含むとともに球状セメンタイトを特定の量未満に抑えた組織の場合は、切屑処理性が良いため切削抵抗が低くなるので、被削性に優れる。
そこでさらに、母材靱性および被削性を向上させるために、成分元素の影響を調査した。その結果、下記の知見を得た。
（Ｃ）Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼材の長手方向（圧延方向と平行な方向）に延伸して靱性を向上させる。しかも、特定量のＳを含有すれば、切屑処理性が向上することで切削抵抗が低くなるので、被削性が良好になる。
そこで上記（Ａ）〜（Ｃ）の知見に基づいて、さらに詳細な検討を行った。その結果、下記の重要な知見を得た。
（Ｄ）ステアリングラックバー用圧延丸鋼材として、破損防止のための母材靱性が必要な部位は、丸鋼材の表面から半径の１／２位置までの領域である。したがって、ミクロ組織がフェライト、ラメラーパーライトおよびセメンタイトからなる圧延丸鋼材の場合、上述の領域におけるミクロ組織を、微細でかつ圧延方向と平行な方向に延伸したフェライト、特定の割合以下に制限したラメラーパーライトおよび特定の量以上の球状セメンタイトからなるものにすれば、破損防止のための母材靱性が得られる。
（Ｅ）一方、ミクロ組織がフェライト、ラメラーパーライトおよびセメンタイトからなる圧延丸鋼材の中心部において、ラメラーパーライトが特定の割合以上含まれているとともに球状セメンタイトが特定の量未満であれば、優れた被削性が得られる。
さらに本発明者らは、上記（Ａ）〜（Ｅ）の知見に基づいて、靱性を一層向上させるため、具体的には、圧延鋼材の状態で、Ｖノッチシャルピー衝撃試験片を用いたシャルピー衝撃試験における試験温度２５℃での衝撃値を１６０Ｊ／ｃｍ2以上とするために、成分元素の影響を調査した。その結果、下記の知見を得た。
（Ｆ）Ｂは、粒界を強化することにより、高温時のひずみの解放を抑え、かつ、高周波焼入れ時のオーステナイト粒界におけるＰおよびＳの偏析を抑制する作用を有する。その結果として、靱性が一層高まる。
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記に示すステアリングラックバー用圧延丸鋼材およびステアリングラックバーにある。
（１）質量％で、Ｃ：０．３８〜０．５５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｓ：０．００５〜０．１０％、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ａｌ：０．００３〜０．１０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｔｉ：０．０４７％以下、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜３．０％、Ｍｏ：０〜０．５０％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｃａ：０〜０．００５％、Ｐｂ：０〜０．３０％、残部がＦｅおよび不純物であり、不純物中のＰおよびＮが、Ｐ：０．０３０％以下およびＮ：０．００８％以下であり、さらに、下記の(1)式を満たす化学組成を有するステアリングラックバー用圧延丸鋼材であって、
ミクロ組織がフェライト、ラメラーパーライトおよびセメンタイトからなり、圧延方向と垂直な断面において、表面から半径の１／２位置までの領域のフェライトの平均粒径が１０μｍ以下、ラメラーパーライトの面積率が２０％未満およびセメンタイトのうちの球状セメンタイトの個数が４×１０5個／ｍｍ2以上であり、さらに、中心部のラメラーパーライトの面積率が２０％以上およびセメンタイトのうちの球状セメンタイトの個数が４×１０5個／ｍｍ2未満であり、しかも、その丸鋼材の中心線を通って圧延方向と平行な断面において、表面から半径の１／２位置までの領域のフェライトの平均アスペクト比が３以上である、ステアリングラックバー用圧延丸鋼材。
３．４Ｎ≦Ｔｉ≦３．４Ｎ＋０．０２・・・(1)
上記の(1)式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を意味する。
（２）質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％およびＭｏ：０．０５〜０．５０％から選択される１種以上を含有する、上記（１）に記載のステアリングラックバー用圧延丸鋼材。
（３）質量％で、Ｎｂ：０．０１０〜０．１０％およびＶ：０．０１〜０．３０％から選択される１種以上を含有する、上記（１）に記載のステアリングラックバー用圧延丸鋼材。
（４）質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％およびＰｂ：０．０５〜０．３０％から選択される１種以上を含有する、上記（１）に記載のステアリングラックバー用圧延丸鋼材。
（５）上記（１）から（４）までのいずれかに記載のステアリングラックバー用圧延丸鋼材を用いた、ステアリングラックバー。
「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップまたは製造環境などから混入するものを指す。
「球状セメンタイト」とは、長径Ｌと短径Ｗの比（Ｌ／Ｗ）が２．０以下であるセメンタイトを指す。
「中心部」とは、中心から、半径の１／４までの距離にある部位を指す。
「非調質のまま用いる」とは、焼入れ−焼戻しのいわゆる「調質処理」を行わないで用いることを指す。
本発明のステアリングラックバー用圧延丸鋼材は、必ずしも高価なＶを含有させる必要がなく、しかも、調質処理を行わずとも、圧延丸鋼材の状態でＶノッチシャルピー衝撃試験片を用いたシャルピー衝撃試験における試験温度２５℃での衝撃値が１６０Ｊ／ｃｍ2以上という高い母材靱性を有し、さらに、中心部に深穴を加工するための良好な被削性を有するので、ステアリングラックバーの素材として用いるのに好適である。
また、本発明のステアリングラックバーは、上記ステアリングラックバー用圧延丸鋼材を非調質のまま用いることによって得ることができる。
実施例１で棒鋼から採取したＶノッチシャルピー衝撃試験片のノッチの方向を模式的に説明する図である。 引抜き加工した棒鋼から採取し、実施例２の３点曲げ試験で用いたステアリングラックバーを模擬した試験片の形状を説明する図である。図２において、（ａ）は正面図（全体図）、（ｂ）は側面図、（ｃ）は歯形部の断面Ａ−Ａでの拡大図、である。なお、図２の（ａ）〜（ｃ）における寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例２で行った３点曲げ試験の方法を模式的に説明する図である。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、以下の説明における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
１．化学組成：
Ｃ：０．３８〜０．５５％
Ｃは、鋼の強度、高周波焼入れ性および高周波焼入れで形成された硬化層の強度を向上させる作用を有する。しかしながら、その含有量が０．３８％未満では、前記作用による所望の効果が得られない。一方、Ｃの含有量が０．５５％を超えると、母材靱性が低下する。したがって、Ｃの含有量を０．３８〜０．５５％とした。なお、前記の効果を安定して得るために、Ｃの含有量は、０．４０％以上とすることが好ましい。また、Ｃの含有量は、０．５１％以下とすることが好ましい。
Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、脱酸元素であり、さらに、固溶強化によってフェライトの強度を向上させる元素である。しかしながら、Ｓｉの含有量が１．０％を超える場合には、被削性が低下して、深穴を加工することが困難になる。したがって、Ｓｉの含有量を１．０％以下とした。Ｓｉの含有量は、０．８％以下とすることが好ましい。
なお、後述のＡｌも脱酸作用を有するため、Ｓｉの含有量について下限は特に定める必要はない。しかしながら、前記したＳｉの固溶強化作用を利用して強度確保を確実に行うためには、Ｓｉの含有量は、０．０３％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすれば一層好ましい。
Ｍｎ：０．２０〜２．０％
Ｍｎは、Ｓと結合してＭｎＳを形成し、被削性、なかでも深穴を加工する際の切屑処理性を高めることで切削抵抗を低くする作用を有し、さらに延伸したＭｎＳが亀裂の進展を抑制して靱性を高める効果を有する。また、Ｍｎは、高周波焼入れ性を向上させるのに有効な元素であるとともに、固溶強化によってフェライトの強度を向上させる元素でもある。しかしながら、Ｍｎの含有量が０．２０％未満の場合、前記作用による所望の効果が得られない。一方、２．０％を超えてＭｎを含有させると、被削性が低下して、深穴を加工することが困難になる。したがって、Ｍｎの含有量を０．２０〜２．０％とした。なお、合金コストを低く抑えたうえで前記の効果を安定して得るために、Ｍｎの含有量は、０．４０％以上とすることが好ましく、また、１．５０％以下とすることが好ましい。
Ｓ：０．００５〜０．１０％
Ｓは、本発明において重要な元素である。Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性、なかでも深穴を加工する際の切屑処理性を高めることで切削抵抗を低くする作用を有し、さらに延伸したＭｎＳが亀裂の進展を抑制して靱性を高める効果を有する。しかしながら、Ｓの含有量が０．００５％未満では、こうした効果が得られない。一方、Ｓの含有量が多くなって、ＭｎＳを多く形成しすぎると、逆に靱性を低下させる。したがって、Ｓの含有量を０．００５〜０．１０％とした。なお、Ｓの含有量は、０．０１０％以上とすることが好ましく、０．０１５％以上とすればより好ましい。また、Ｓの含有量は、０．０８％以下とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．０１〜２．０％
Ｃｒは、高周波焼入れ性を向上させるのに有効な元素であるとともに、固溶強化によってフェライトの強度を向上させる元素であるため、０．０１％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が２．０％を超えると、被削性が低下して、深穴を加工することが困難になる。したがって、Ｃｒの含有量を０．０１〜２．０％とした。なお、Ｃｒの含有量は、０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすればより好ましい。また、Ｃｒの含有量は、１．８％以下とすることが好ましい。
Ａｌ：０．００３〜０．１０％
Ａｌは、脱酸作用を有する。しかしながら、Ａｌの含有量が０．００３％未満の場合、前記作用による所望の効果が得られない。一方、Ａｌの含有量が０．１０％を超える場合には、高周波焼入れ性の低下が著しくなり、さらに、母材靱性の劣化も招く。したがって、Ａｌの含有量を０．００３〜０．１０％とした。なお、Ａｌの含有量は、０．０８％以下とすることが好ましい。一方、Ａｌの脱酸効果を安定して得るためには、Ａｌの含有量は、０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上とすれば一層好ましい。
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
Ｂは、粒界を強化することにより、高温時のひずみの解放を抑え、かつ、高周波焼入れ性を向上させる作用、さらには高周波焼入れ時のオーステナイト粒界におけるＰおよびＳの偏析を抑制する作用を有し、その結果として、靱性が一層高まる。上記の効果はＢの含有量が０．０００５％以上で顕著である。しかしながら、０．００３０％を超えてＢを含有させても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｂの含有量を０．０００５〜０．００３０％とした。Ｂの含有量は０．００１０％以上とすることが好ましく、また、０．００２０％以下とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．０４７％以下
Ｔｉは、鋼中の不純物元素のＮと優先的に結合し、Ｎを固定することで、ＢＮの形成を抑制し、Ｂを固溶Ｂとして存在させる。そのため、Ｔｉは、上記したＢの、粒界を強化する効果、高周波焼入れ性を向上させる効果、ならびに高周波焼入れ時のオーステナイト粒界におけるＰおよびＳの偏析を抑制する効果を確保するのに有効な元素である。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．０４７％を超えると、母材靱性の著しい低下をきたす。このため、Ｔｉの含有量を０．０４７％以下とした。
Ｃｕ：０〜１．０％
Ｃｕは、高周波焼入れ性を向上させ、母材靱性を高める作用を有するので、母材靱性向上のためにＣｕを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が１．０％を超えると、被削性が低下して、深穴を加工することが困難になる。したがって、含有させる場合のＣｕの量を１．０％以下とした。なお、Ｃｕの量は、０．８０％以下とすることが好ましい。
一方、前記したＣｕの母材靱性向上効果を安定して得るためには、Ｃｕの量は、０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすれば一層好ましい。
Ｎｉ：０〜３．０％
Ｎｉは、高周波焼入れ性を向上させ、母材靱性を高める作用を有するので、母材靱性向上のためにＮｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が３．０％を超えると、被削性が低下して、深穴を加工することが困難になる。したがって、含有させる場合のＮｉの量を３．０％以下とした。なお、Ｎｉの量は、２．０％以下とすることが好ましい。
一方、前記したＮｉの母材靱性向上効果を安定して得るためには、Ｎｉの量は、０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすれば一層好ましい。
Ｍｏ： ０〜０．５０％
Ｍｏは、高周波焼入れ性を向上させ、母材靱性を高める作用を有するので、母材靱性向上のためにＭｏを含有させもよい。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．５０％を超えた場合、被削性が低下して、深穴を加工することが困難になる。したがって、含有させる場合のＭｏの量を０．５０％以下とした。なお、Ｍｏの量は、０．４０％以下とすることが好ましい。
一方、前記したＭｏの母材靱性向上効果を安定して得るためには、Ｍｏの量は、０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすれば一層好ましい。
なお、上記のＣｕ、ＮｉおよびＭｏは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有させることができる。なお、これらの元素の合計量は、４．５０％であっても構わないが、３．２０％以下とすることが好ましい。
Ｎｂ：０〜０．１０％
Ｎｂは、鋼中のＣあるいはＮと結合して炭化物あるいは炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化する作用を有する。また、Ｎｂには、鋼の強度を向上させる作用もある。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．１０％を超えると、その効果が飽和してコストが嵩むのみならず、靱性の低下を招く。このため、含有させる場合のＮｂの量を０．１０％以下とした。なお、Ｎｂの量は、０．０８％以下とすることが好ましい。
一方、Ｎｂの結晶粒微細化効果を安定して得るためには、Ｎｂの量は、０．０１０％以上とすることが好ましく、０．０１５％以上とすれば一層好ましい。
Ｖ：０〜０．３０％
Ｖは、鋼中のＣあるいはＮと結合して炭化物あるいは炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化する作用を有する。また、Ｖには、鋼の強度を向上させる作用もある。しかしながら、Ｖの含有量が０．３０％を超えると、その効果が飽和してコストが嵩むのみならず、靱性の低下を招く。このため、含有させる場合のＶの量を０．３０％以下とした。なお、Ｖの量は、０．２５％以下とすることが好ましい。
一方、Ｖの結晶粒微細化効果を安定して得るためには、Ｖの量は、０．０１％以上とすることが好ましく、０．０２％以上とすれば一層好ましい。
なお、上記のＮｂおよびＶは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種の複合で含有させることができる。なお、これらの元素の合計量は、０．４０％であっても構わないが、０．３３％以下とすることが好ましい。
Ｃａ： ０〜０．００５％
Ｃａは、鋼の被削性を向上させる作用を有する。このため、必要に応じてＣａを含有させてもよい。しかしながら、Ｃａの含有量が０．００５％を超えると、熱間加工性の低下をきたし、製造性が低下してしまう。したがって、含有させる場合のＣａの量を０．００５％以下とした。Ｃａの量は、０．００３５％以下とすることが好ましい。
一方、前記したＣａの被削性向上効果を安定して得るためには、Ｃａの量は、０．０００５％以上とすることが望ましい。
Ｐｂ：０〜０．３０％
ＰｂもＣａと同様に、鋼の被削性を向上させる作用を有する。このため、必要に応じてＰｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｐｂの含有量が０．３０％を超えると、前記の被削性向上効果は飽和し、熱間加工性が過度に低下し製造が困難となる。したがって、含有させる場合のＰｂの量を０．３０％以下とした。
一方、前記したＰｂの被削性向上効果を安定して得るためには、Ｐｂの量は、０．０５％以上とすることが望ましい。
なお、上記のＣａおよびＰｂは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種の複合で含有させることができる。これらの元素の合計量は、０．３０％以下であることが好ましい。
本発明のステアリングラックバー用圧延丸鋼材の化学組成は、残部がＦｅおよび不純物であり、不純物中のＰおよびＮが、Ｐ：０．０３０％以下およびＮ：０．００８％以下であり、さらに、
３．４Ｎ≦Ｔｉ≦３．４Ｎ＋０．０２・・・(1)
を満たすものである。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、鋼中に不純物として含有され、粒界偏析および中心偏析を起こし、母材靱性の低下を招き、特に、その含有量が０．０３０％を超えると、母材靱性の低下が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を、０．０３０％以下とした。なお、Ｐの含有量は、０．０２０％以下にすることが好ましい。
Ｎ：０．００８％以下
Ｎも、鋼中に不純物として含有される。Ｎは、Ｂとの親和力が大きく、鋼中のＢと結合してＢＮを形成した場合には、Ｂを含有させたことによる、粒界を強化する効果、高周波焼入れ性を向上させる効果、ならびに高周波焼入れ時のオーステナイト粒界におけるＰおよびＳの偏析を抑制する効果が期待できない。特に、Ｎの含有量が多くなって０．００８％を超えると、上記のＢを含有させたことによる効果が得られない。したがって、Ｎの含有量を０．００８％以下とした。
３．４Ｎ≦Ｔｉ≦３．４Ｎ＋０．０２
本発明に係るステアリングラックバー用圧延丸鋼材は、
３．４Ｎ≦Ｔｉ≦３．４Ｎ＋０．０２・・・(1)
の式を満たす化学組成でなければならない。既に述べたとおり、上記の(1)式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を意味する。
これは、ＴｉおよびＮの含有量がたとえ上述した範囲にあっても、Ｔｉの含有量が〔３．４Ｎ〕未満の場合には、Ｔｉによる鋼中のＮの固定が不十分となってＮがＢと結合してＢＮを形成するので、上述したＢの効果を十分に発現することができず、一方、Ｔｉの含有量が〔３．４Ｎ＋０．０２〕を超えると、母材の靱性低下が避けられないからである。
２．ミクロ組織：
本発明の圧延丸鋼材のミクロ組織は、フェライト、ラメラーパーライトおよびセメンタイトからなり、圧延方向と垂直な断面において、表面から半径の１／２位置までの領域のフェライトの平均粒径が１０μｍ以下、ラメラーパーライトの面積率が２０％未満およびセメンタイトのうちの球状セメンタイトの個数が４×１０5個／ｍｍ2以上であり、さらに、中心部のラメラーパーライトの面積率が２０％以上およびセメンタイトのうちの球状セメンタイトの個数が４×１０5個／ｍｍ2未満であり、しかも、その丸鋼材の中心線を通って圧延方向と平行な断面において、表面から半径の１／２位置までの領域のフェライトの平均アスペクト比が３以上でなければならない。
本発明の圧延丸鋼材の場合、圧延方向と垂直な断面において、表面から半径の１／２位置までの領域のフェライトの平均粒径が１０μｍを超えた場合には、目標とする母材靱性を得ることが困難である。したがって、上記フェライトの平均粒径を１０μｍ以下とした。なお、上記フェライトの平均粒径は８μｍ以下であることが好ましい。
上記フェライトの平均粒径は、極力小さい方が結晶粒微細化による強化を図るうえで好ましいが、サブミクロンオーダーの結晶粒を形成するには、特殊な加工条件あるいは設備が必要となり工業的に実現することが困難である。したがって、工業上実現しうるサイズとしての上記フェライトの平均粒径の下限は１μｍ程度である。
なお、上述の圧延方向と垂直な断面において、表面から半径の１／２位置までの領域のフェライトの平均粒径は、例えば、圧延丸鋼材の表面から１ｍｍの位置、表面から半径の１／４位置（以下、「Ｒ／４位置」という。ただし、「Ｒ」は、圧延丸鋼材の半径を指し、以下も同様である。）および表面から半径の１／２位置（以下、「Ｒ／２位置」という。）の３箇所のフェライト粒径をそれぞれ求めた後、その３か所のフェライト粒径を算術平均することによって、求めればよい。
また、本発明の圧延丸鋼材の場合、圧延方向と垂直な断面において、表面から半径の１／２位置までの領域のラメラーパーライトの面積率が２０％以上になると、母材靱性の低下を招く。したがって、上記ラメラーパーライトの面積率を２０％未満と規定した。上記ラメラーパーライトの面積率は、１５％以下であることが好ましく、０％でもよい。
なお、上述の圧延方向と垂直な断面において、表面から半径の１／２位置までの領域のラメラーパーライトの面積率は、例えば、圧延丸鋼材の表面から１ｍｍの位置、Ｒ／４位置およびＲ／２位置の３箇所のラメラーパーライトの面積率をそれぞれ求めた後、その３箇所のラメラーパーライトの面積率を算術平均することによって、求めればよい。
さらに、本発明の圧延丸鋼材の場合、圧延方向と垂直な断面において、表面から半径の１／２位置までの領域の球状セメンタイトの個数が４×１０5個／ｍｍ2を下回る場合には、母材靱性の低下を招く。したがって、上記球状セメンタイトの個数を４×１０5個／ｍｍ2以上とした。上記球状セメンタイトの個数は、５．０×１０5個／ｍｍ2以上であることが好ましく、また、１．０×１０12個／ｍｍ2以下であることが好ましい。
なお、上述の圧延方向と垂直な断面において、表面から半径の１／２位置までの領域の球状セメンタイトの個数は、例えば、圧延丸鋼材の表面から１ｍｍの位置、Ｒ／４位置およびＲ／２位置の３箇所の球状セメンタイトの個数をそれぞれ求めた後、その３箇所の球状セメンタイトの個数を算術平均することによって、求めればよい。
さらに、本発明のステアリングラックバー用圧延丸鋼材の場合、圧延方向と垂直な断面において、中心部のラメラーパーライトの面積率が２０％未満の場合には、靱性が高くなって切屑処理性が低下、すなわち切削抵抗が高くなり、被削性が低下する。したがって、上記ラメラーパーライトの面積率を２０％以上と規定した。上記ラメラーパーライトの面積率は、２５％以上であることが好ましく、また、８０％以下であることが好ましい。既に述べたように、「中心部」とは、中心から、半径の１／４までの距離にある部位を指す。
なお、上述の圧延方向と垂直な断面において、中心部のラメラーパーライトの面積率は、例えば、圧延丸鋼材の表面から半径の３／４位置（以下、「３Ｒ／４位置」という。）および中心の２箇所のラメラーパーライトの面積率をそれぞれ求めた後、その２箇所のラメラーパーライトの面積率を算術平均することによって、求めればよい。
本発明の圧延丸鋼材の場合、圧延方向と垂直な断面において、中心部の球状セメンタイトの個数が４×１０5個／ｍｍ2以上の場合には、靱性が高くなって切屑処理性が低下し切削抵抗が高くなり、被削性の低下を招く。したがって、上記球状セメンタイトの個数を４×１０5個／ｍｍ2未満と規定した。上記球状セメンタイトの個数は、０個／ｍｍ2でもよいが、１×１０2個／ｍｍ2以上であることが好ましく、また、３×１０5個／ｍｍ2以下であることが好ましい。
なお、上述の圧延方向と垂直な断面において、中心部の球状セメンタイトの個数は、例えば、圧延丸鋼材の３Ｒ／４位置および中心の２箇所の球状セメンタイトの個数をそれぞれ求めた後、その２箇所の球状セメンタイトの個数を算術平均することによって、求めればよい。
本発明の圧延丸鋼材の場合、その丸鋼材の中心線を通って圧延方向と平行な断面において、表面から半径の１／２位置までの領域のフェライトの平均アスペクト比が３未満の場合には、圧延方向と垂直な断面に亀裂が進展しやすくなり、靱性の低下を招く。したがって、上記フェライトのアスペクト比を３以上とした。上記フェライトの平均アスペクト比は、４以上であることが好ましく、また、４５以下であることが好ましい。
なお、上述の丸鋼材の中心線を通って圧延方向と平行な断面において、フェライトの平均アスペクト比は、例えば、圧延丸鋼材の表面から１ｍｍの位置、Ｒ／４位置およびＲ／２位置の３箇所のフェライトの平均アスペクト比をそれぞれ求めた後、その３箇所のフェライトの平均アスペクト比を算術平均することによって、求めればよい。
上述した本発明の圧延丸鋼材のミクロ組織は、既に述べた化学組成を有する被圧延材を、例えば、次に示すように熱間圧延し、冷却することによって得ることができる。
熱間圧延方法としては、２以上の圧延工程を備える全連続式熱間圧延方法が、本発明のステアリングラックバー用圧延丸鋼材を製造するのに適している。このため、以下の説明は、上述した全連続式熱間圧延方法による圧延（以下、単に「全連続式熱間圧延」という。）をベースにして行うこととする。
既に述べた化学組成を有する被圧延材を、６７０〜８８０℃の温度域に加熱した後、全連続式熱間圧延を開始する。
加熱温度が８８０℃より高い場合は、歪が解放されやすくなり、圧延方向と垂直な断面において、表面から半径の１／２位置までの領域のフェライト平均粒径、ラメラーパーライト面積率および球状セメンタイト個数のうち１つ以上が、前記「２．ミクロ組織」の項で述べた条件から外れる場合がある。また、加熱温度が６７０℃より低い場合は、前述の断面において、中心部のラメラーパーライト面積率および球状セメンタイト個数のうち１つ以上が、前記したミクロ組織条件から外れる場合がある。
したがって、既に述べた化学組成を有する被圧延材を、６７０〜８８０℃の温度域に加熱した後、全連続式熱間圧延を開始することが好ましい。
なお、熱間圧延前に行う、上記の６７０〜８８０℃という温度域での加熱においては、被圧延材（素材）の温度を所定の領域まで上昇させるだけではなく、素材の断面内温度を均一にするために、長時間にわたる加熱処理が行われることがあり、この場合には、素材表面にフェライト脱炭を生じることがある。したがって、上記フェライト脱炭を抑止するために、上記温度域での加熱時間は３時間以下とすることが好ましい。
上記温度域に加熱した後に施す全連続式熱間圧延は、下記の条件〔１〕および〔２〕を満たすようにするのがよい。
〔１〕被圧延材の表面温度が５００〜８２０℃であり、なおかつ６５０〜８２０℃の温度範囲における累積減面率が３０％以上であり、さらに５００℃以上６５０℃未満の温度範囲における累積減面率が３５％以上であること。ただし、上記「被圧延材の表面温度」には、後述する中間冷却工程中の被圧延材の表面温度は含まない。
〔２〕「ｖ（ｍ／ｓ）」を全連続式熱間圧延終了時点、つまり、最終の圧延機出側、での被圧延材速度（以下、「仕上速度」という。）、「Ｒｄ（％）」を全連続式熱間圧延の総減面率、「Ｔ（℃）」を被圧延材の加熱温度として、下記で表わされるｆｎ（１）式が０以上を満たすものであること。
ｆｎ（１）＝ｖ・Ｒｄ／１００−（１０００−Ｔ）／１００
ただし、「総減面率」とは、全連続式熱間圧延における被圧延材の圧延前の断面積をＡ0、最終の圧延機を出た後の断面積をＡfとした場合に、｛（Ａ0−Ａf）／Ａ0｝×１００の式で求められる値（％）を指す。
〔１〕については、圧延時に被圧延材の表面温度が８２０℃を上回ると、歪が解放されやすくなり、圧延方向と垂直な断面において、表面から半径の１／２位置までの領域のフェライト平均粒径、ラメラーパーライト面積率および球状セメンタイト個数のうち１つ以上が、前記「２．ミクロ組織」の項で述べた条件から外れる場合がある。また、上記の温度が５００℃より低い場合は、ミル負荷が著しく高くなるとともに、圧延時に割れが生じやすくなる。したがって、圧延時の被圧延材の表面温度は５００〜８２０℃であることが好ましい。
さらに、６５０〜８２０℃の温度範囲における累積減面率が３０％を下回ると、圧延方向と垂直な断面において、表面から半径の１／２位置までの領域のフェライト平均粒径、ラメラーパーライト面積率および球状セメンタイト個数のうち１つ以上が、前記したミクロ組織条件から外れる場合がある。上記６５０〜８２０℃における累積減面率の上限は、製造ラインの多大な増設を防ぐため、９９．５％程度となる。
また、５００℃以上６５０℃未満の温度範囲における累積減面率が３５％を下回ると、被圧延材の中心線を通って圧延方向と平行な断面における表面から半径の１／２位置までの領域のフェライトの平均アスペクト比および圧延方向と垂直な断面における表面から半径の１／２位置までの領域の球状セメンタイト個数のうち１つ以上が、前記したミクロ組織条件から外れる場合がある。５００℃以上６５０℃未満における累積減面率の上限は、製造ラインの多大な増設を防ぐため、８０％程度となる。
〔２〕は、圧延方向と垂直な断面における中心部のミクロ組織を前記「２．ミクロ組織」の項で述べたものとするために、経験的に得られた式である。ｆｎ（１）が０未満となる場合、圧延方向と垂直な断面において、中心部のラメラーパーライトの面積率および球状セメンタイトの個数のうち１つ以上が前記したミクロ組織条件から外れる場合がある。
本発明におけるラックバー用圧延丸鋼材を圧延する際に、途中工程で水冷などの中間冷却を行ってもよい。なお、中間冷却工程中に、被圧延材の表面温度が５００℃を一時的に下回ることがある。しかし、当該冷却により被圧延材の表面温度が５００℃を下回った場合でも、被圧延材内部の顕熱により５００℃以上の温度に復熱した後に次の圧延工程を開始すれば、冷却によって被圧延材の表面温度が一時的に５００℃を下回った影響は無いものとしてよい。また、被圧延材の未変態オーステナイトが、マルテンサイトやベイナイトといった硬質相に変態してしまうと、本発明で規定するミクロ組織を得られない場合がある。これを防ぐために中間冷却工程は、被圧延材の表面温度が５００℃を一時的に下回った後、５００℃以上の温度に復熱するまでの時間Δｔが１０秒以下となるような冷却であることが望ましい。さらに、より安定した全連続式熱間圧延による製造を目指す上では、Δｔが８秒以下となるような中間冷却工程であることが好ましい。
上記のようにして全連続式熱間圧延を行って所定の形状に加工した後は、５００℃までの温度域を表面の冷却速度が０．５〜２００℃／ｓの条件で最終冷却するのがよい。
全連続式熱間圧延終了後、上記温度域における表面の冷却速度が０．５℃／ｓ未満では、圧延方向と垂直な断面において、中心部のラメラーパーライトの面積率および球状セメンタイトの個数のうち１つ以上が前記「２．ミクロ組織」の項で述べた条件から外れる場合があり、一方、表面の冷却速度が２００℃／ｓを超えれば、未変態のオーステナイトが、マルテンサイトやベイナイトといった硬質相へ変態してしまう場合がある。
以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。
（実施例１）
表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｚからなる角ビレット（１６０ｍｍ角で長さが１０ｍ）を準備した。
Figure 0005987992
前記の角ビレットを、冷却設備を備えた全連続式熱間圧延ラインによって、表２に試験番号１〜３４として示した条件で直径３４ｍｍの棒鋼に圧延した。具体的には、粗圧延機列で直径６０ｍｍに、また中間圧延機列で直径５０ｍｍまで加工した後、仕上圧延機列で直径３４ｍｍの棒鋼まで加工して、「総減面率：Ｒｄ」が９６．４％の熱間圧延を行った。
・粗圧延機列：８台の圧延機で構成、
・中間圧延機列：４台の圧延機で構成、
・仕上げ圧延機列：４台の圧延機で構成、
・冷却帯：粗圧延機列の８台目の圧延機と中間圧延機列の１台目の圧延機の間および、中間圧延機列の４台目の圧延機と仕上げ圧延機列の１台目の圧延機の間に設置。
なお、放射温度計を用いて圧延時の被圧延材の表面温度および全連続式熱間圧延終了後の冷却過程での被圧延材の表面温度を測定するとともに、中間での冷却工程後、それに続く圧延工程開始時までの時間Δｔ’を測定した。
全連続式熱間圧延終了後、つまり、仕上げ圧延機列の４台目の圧延機による圧延を終了した後は、大気中で放冷するか、風冷など冷却媒体を変化させることによって冷却速度を制御し、５００℃まで最終冷却した。なお、その後の冷却は大気中で放冷した。
表２において、粗圧延機列、中間圧延機列および仕上げ圧延機列をそれぞれ、「粗列」、「中間列」および「仕上列」と表記した。
なお、表２に記載の粗列、中間列および仕上列欄における「入温度」と「出温度」はそれぞれ、放射温度計を用いて測定した粗列、中間列および仕上列へ、被圧延材が入る直前と、被圧延材が出た直後の時点での被圧延材の表面温度であり、圧延後５００℃までの冷却速度は、放射温度計を用いて測定した上記の被圧延材の表面温度と、５００℃までの冷却時間により求めた。
なお、試験番号１〜３４について、中間での冷却工程後、それに続く圧延工程開始時までの時間Δｔ’は、いずれの場合も８秒以下であった。
Figure 0005987992
さらに、上記のようにして得た各棒鋼について、次に示す方法で、ミクロ組織、引張特性、衝撃特性および被削性を調査した。
直径３４ｍｍの各棒鋼から長さが２０ｍｍの試験片を切り出し、これらの試験片の圧延方向と垂直な断面および中心線を通って圧延方向と平行な断面がそれぞれ、被検面になるように樹脂に埋め込み、鏡面研磨した。
圧延方向と垂直な断面については、先ず、３％硝酸アルコール（ナイタル液）で腐食してミクロ組織を現出させ、走査型電子顕微鏡（以下、「ＳＥＭ」という。）で観察して、相の識別を行うとともに、フェライトの平均粒径およびラメラーパーライトの面積率を調査した。
具体的には、表面から半径の１／２位置までの領域のミクロ組織について、表面から１ｍｍの位置、表面から４．２５ｍｍの位置（Ｒ／４位置）および表面から８．５ｍｍの位置（Ｒ／２位置）の計３箇所の組織を、倍率を２０００倍としてＳＥＭで各箇所あたり円周方向に９０°刻みで計４視野ずつ合計１２視野観察し、ミクロ組織を構成している相の識別を行うとともに、その撮影画像を用いて、画像解析ソフトによりフェライトの平均粒径およびラメラーパーライトの面積率を求めた。同様に、中心部のミクロ組織について、表面から１２．７５ｍｍの位置（３Ｒ／４位置）および中心位置の計２箇所の組織を、倍率を２０００倍としてＳＥＭによって、３Ｒ／４位置については円周方向に９０°刻みで４視野、中心位置については１視野の合計５視野観察し、ミクロ組織を構成している相の識別を行うとともに、その撮影画像を用いて、画像解析ソフトにより、フェライトの平均粒径およびラメラーパーライトの面積率を求めた。
次いで、上記のナイタル液で腐食した試料を再度鏡面研磨した後、ピクリン酸アルコール（ピクラル液）で腐食し、ＳＥＭで観察して、表面から半径の１／２位置までの領域および中心部のそれぞれについて、面積１ｍｍ2あたりの球状セメンタイトの個数を調査した。すなわち、表面から半径の１／２位置までの領域については、上記した表面から１ｍｍの位置、Ｒ／４位置およびＲ／２位置の計３箇所の組織を、倍率を５０００倍としてＳＥＭで各箇所あたり円周方向に９０°刻みで計４視野ずつ合計１２視野観察し、その撮影画像を用いて、画像解析ソフトにより各セメンタイトの長径Ｌと短径Ｗとを個々に測定し、Ｌ／Ｗが２．０以下であるセメンタイト、つまり、球状セメンタイトの個数をカウントし、最終的に面積１ｍｍ2あたりの球状セメンタイトの個数（個／ｍｍ2）を算出した。同様に、中心部については、上記した３Ｒ／４位置および中心位置の計２箇所の組織を、倍率を５０００倍としてＳＥＭで３Ｒ／４位置については円周方向に９０°刻みで計４視野、中心位置については１視野の合計５視野観察し、その撮影画像を用いて、画像解析ソフトにより、面積１ｍｍ2あたりの球状セメンタイトの個数を算出した。
一方、中心線を通って圧延方向と平行な断面については、鏡面研磨後、さらに電解研磨を行い、電子線後方散乱パターン法（以下、「ＥＢＳＤ」という。）によって観察を行った。
具体的には、表面から半径の１／２位置までの領域のミクロ組織について、上記した表面から１ｍｍの位置、Ｒ／４位置およびＲ／２位置の計３箇所の組織を、ＥＢＳＤによって観察し、フェライトの方位を測定し、１５°以上の方位差を粒界として画像解析することにより、フェライトの平均アスペクト比を求めた。
引張特性は、直径３４ｍｍの各棒鋼のＲ／４位置が試験片の中心軸となるように、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に規定される１４Ａ号試験片（ただし、平行部直径：４ｍｍ）を採取し、標点距離を２０ｍｍとして室温で引張試験を実施し、引張強度（ＭＰａ）を求めた。
衝撃特性は、図１に模式的に示すようにノッチの方向が表面となり、直径３４ｍｍの各棒鋼のＲ／４位置がちょうどノッチ底位置となるように、既に述べたＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、２５℃でシャルピー衝撃試験を実施して衝撃値（Ｊ／ｃｍ2）を求めた。
被削性は、直径３４ｍｍの各棒鋼を長さ１７０ｍｍに切断した後、直径８．０ｍｍのガンドリルを用いて、下記の条件で、圧延方向と垂直な断面の中心を基準にして圧延方向に深さ１５０ｍｍまで深穴加工を行った際のトルクを測定することによって切削抵抗を評価した。
・回転数：２３００ｒｐｍ、
・送り：０．０５ｍｍ／ｒｅｖ、および
・給油圧：５ＭＰａ。
なお、既に述べたように、母材靱性の目標は、衝撃値が１６０Ｊ／ｃｍ2以上である。被削性の目標は、切削抵抗の指標であるトルクが３００Ｎ・ｃｍ以下であることとした。
表３に、上記の各調査結果を示す。なお、表３においては、「圧延方向と垂直な断面」および「丸鋼材の中心線を通って圧延方向と平行な断面」をそれぞれ、「横断面」および「縦断面」と表記した。表３の「評価」欄における「○」印は、衝撃特性および被削性の目標をともに満足していることを指し、一方、「×」印は上記の目標のうち少なくとも一方が達成できていないことを指す。
Figure 0005987992
表３から、本発明で規定する化学組成とミクロ組織の条件を満たす試験番号１〜１７の棒鋼の場合、その評価は「○」であって、調質処理を行うことなく、目標とする特性（Ｖノッチシャルピー衝撃試験片を用いたシャルピー衝撃試験における試験温度２５℃での衝撃値が１６０Ｊ／ｃｍ2以上という優れた母材靱性およびガンドリルにより深穴加工した時のトルクが３００Ｎ・ｃｍ以下という優れた被削性）を有していることが明らかである。
これに対して、本発明で規定する化学組成とミクロ組織の条件の少なくともいずれかから外れた試験番号１８〜３４の棒鋼の場合、その評価は「×」であって、目標とする特性が得られておらず、調質処理の省略化はできないことが明らかである。
すなわち、試験番号１８の場合は、用いた鋼ＲのＳｉ含有量が１．２５％と高く、本発明で規定する値を上回るものである。このため、ガンドリルにより深穴加工した時のトルクが３４５Ｎ・ｃｍと高い。
試験番号１９の場合、用いた鋼ＳのＭｎ含有量が２．３１％と高く、本発明で規定する値を上回るものである。このため、ガンドリルにより深穴加工した時のトルクが３２５Ｎ・ｃｍと高い。
試験番号２０の場合、用いた鋼ＴのＣ含有量が０．６２％と高く、本発明で規定する値を上回るものである。このため、Ｖノッチシャルピー衝撃値が１０５Ｊ／ｃｍ2と低い。
試験番号２１の場合、用いた鋼ＵのＣｒ含有量が２．４１％と高く、本発明で規定する値を上回るものである。このため、ガンドリルにより深穴加工した時のトルクが３４０Ｎ・ｃｍと高い。
試験番号２２の場合、用いた鋼ＶがＢを含まず、本発明で規定する化学組成から外れるとともに、圧延方向と垂直な断面における表面から半径の１／２位置までの領域のフェライトの平均粒径、ラメラーパーライトの面積率および球状セメンタイトの個数もそれぞれ、１１．８μｍ、２２．１％および２．１×１０5個／ｍｍ2と、本発明で規定する範囲から外れている。このため、Ｖノッチシャルピー衝撃値が１１０Ｊ／ｃｍ2と低い。
試験番号２３の場合、用いた鋼ＷのＮ含有量が０．０１２％と高く、本発明で規定する値を上回るとともに、圧延方向と垂直な断面における表面から半径の１／２位置までの領域のフェライトの平均粒径および球状セメンタイトの個数もそれぞれ、１１．２μｍおよび３．８×１０5個／ｍｍ2と、本発明で規定する範囲から外れている。このため、Ｖノッチシャルピー衝撃値が１１５Ｊ／ｃｍ2と低い。
試験番号２４の場合、用いた鋼ＸのＴｉ含有量が０．０５７％と高く、本発明で規定する値を上回るものである。このため、Ｖノッチシャルピー衝撃値が１４５Ｊ／ｃｍ2と低い。
試験番号２５の場合、用いた鋼ＹのＴｉ含有量が(1)式の下限である〔３．４Ｎ〕より低く、本発明で規定する条件から外れるとともに、圧延方向と垂直な断面における表面から半径の１／２位置までの領域のフェライトの平均粒径、ラメラーパーライトの面積率および球状セメンタイトの個数もそれぞれ、１２．１μｍ、２０．２％および２．９×１０5個／ｍｍ2と、本発明で規定する範囲から外れている。このため、Ｖノッチシャルピー衝撃値が１１０Ｊ／ｃｍ2と低い。
試験番号２６の場合、用いた鋼ＺのＴｉ含有量が(1)式の上限である〔３．４Ｎ＋０．０２〕より高く、本発明で規定する条件から外れるものである。このため、Ｖノッチシャルピー衝撃値が１３０Ｊ／ｃｍ2と低い。
試験番号２７〜３１の場合、用いた鋼Ｂの化学組成は本発明で規定する条件を満たすものの、ミクロ組織が本発明で規定する範囲から外れている。このため、衝撃特性および被削性のうちのいずれか一方が目標に未達である。
具体的には、試験番号２７の場合、圧延方向と垂直な断面における表面から半径の１／２位置までの領域のフェライトの平均粒径、ラメラーパーライトの面積率および球状セメンタイトの個数がそれぞれ、１４．１μｍ、３２．８％、および４．０×１０4個／ｍｍ2と、本発明で規定する範囲から外れている。このため、Ｖノッチシャルピー衝撃値が１０５Ｊ／ｃｍ2と低い。
試験番号２８の場合、中心線を通って圧延方向と平行な断面における表面から半径の１／２位置までの領域のフェライトの平均アスペクト比が１．９と、本発明で規定する範囲から外れている。このため、Ｖノッチシャルピー衝撃値が１１５Ｊ／ｃｍ2と低い。
試験番号２９の場合、圧延方向と垂直な断面において、中心部のラメラーパーライトの面積率および球状セメンタイトの個数がそれぞれ、１４．１％および５．１×１０5個／ｍｍ2と、本発明で規定する範囲から外れている。このため、ガンドリルにより深穴加工した時のトルクが３２０Ｎ・ｃｍと高い。
試験番号３０の場合、圧延方向と垂直な断面における表面から半径の１／２位置までの領域の球状セメンタイトの個数が３．３×１０5個／ｍｍ2と、また中心線を通って圧延方向と平行な断面における表面から半径の１／２位置までの領域のフェライトの平均アスペクト比も１．６と、本発明で規定する範囲から外れている。このため、Ｖノッチシャルピー衝撃値が１１０Ｊ／ｃｍ2と低い。
試験番号３１の場合、圧延方向と垂直な断面において、中心部のラメラーパーライトの面積率および球状セメンタイトの個数がそれぞれ、１７．２％および６．１×１０5個／ｍｍ2と、本発明で規定する範囲から外れている。このため、ガンドリルにより深穴加工した時のトルクが３３５Ｎ・ｃｍと高い。
試験番号３２〜３４の場合、用いた鋼Ｋ、鋼Ｍおよび鋼Ｐの化学組成は本発明で規定する条件を満たすものの、ミクロ組織が本発明で規定する範囲から外れている。このため、衝撃特性および被削性のうち１つ以上が目標に未達である。
具体的には、試験番号３２の場合、中心線を通って圧延方向と平行な断面における表面から半径の１／２位置までの領域のフェライトの平均アスペクト比が１．３と、本発明で規定する範囲から外れている。このため、Ｖノッチシャルピー衝撃値が１０５Ｊ／ｃｍ2と低い。
試験番号３３の場合、圧延方向と垂直な断面において、中心部のラメラーパーライトの面積率および球状セメンタイトの個数がそれぞれ、１４．５％および５．２×１０5個／ｍｍ2と、本発明で規定する範囲から外れている。このため、ガンドリルにより深穴加工した時のトルクが３７０Ｎ・ｃｍと高い。
試験番号３４の場合、中心線を通って圧延方向と平行な断面における表面から半径の１／２位置までの領域のフェライトの平均アスペクト比が２．６と、本発明で規定する範囲から外れている。このため、Ｖノッチシャルピー衝撃値が１１５Ｊ／ｃｍ2と低い。なお、本試験番号では粗列および仕上列にて６５０〜８２０℃における圧延を実施しているが、この場合の累積減面率については、〔（粗列での減面率)＋（１００％−仕上列に入る直前の減面率)×仕上列の減面率〕として算出している。
（実施例２）
実施例１で得た試験番号２、試験番号１１、試験番号１３、試験番号１６、試験番号２０、試験番号２８、試験番号３２および試験番号３４の直径３４ｍｍの棒鋼を用いて、ラックバーを模擬した試験片を作製した。
先ず、直径３４ｍｍの棒鋼をショットピーニングして、表面スケールを除去し、その後、表面に潤滑油を付与した状態で直径３１ｍｍに引抜き加工を行った。
次に、上記の引抜き材を、図２に示すステアリングラックバーを模擬した試験片に加工した。
さらに、ラックバーの歯底相当部位における硬化層深さ（ビッカース硬さで４５０となる表面からの深さ）が１ｍｍとなるように、高周波焼入れの条件を種々調整して高周波焼入れした。その後、高周波焼入れ後の割れの防止を目的として、１８０℃で２時間の焼戻し処理を行った。
次いで、上記の高周波焼入れ後に焼戻しを行った試験片を用いて、図３に示すように、支点間距離１８０ｍｍ、押し込み速度１．０ｍｍ／ｍｉｎで３点曲げ試験を行い、「荷重−ストローク（押し込み距離）曲線」を採取し、最大荷重、すなわち、亀裂が生じて、荷重が変動した際の荷重を「亀裂発生荷重」とした。
次に、３点曲げ試験後の試験片を強制破断した後、その破断面を外観撮影し、画像解析処理によって、全断面に対して、曲げ試験時に進展した亀裂の面積率を求めて、亀裂進展抵抗を評価した。なお、破損防止特性は上記曲げ試験時に進展した亀裂の面積率が３０％以下であることを目標とした。
表４に、上記の各調査結果を示す。なお、表４の「評価」欄における「○」印は曲げ試験時に進展した亀裂の面積率が３０％以下であり目標を満足していることを指し、一方、「×」印は上記の目標を満足できていないことを指す。
Figure 0005987992
表４から、本発明で規定する化学組成とミクロ組織の条件を満たす試験番号２、試験番号１１、試験番号１３および試験番号１６の棒鋼を用いた試験番号３５〜３８の場合、その評価は「○」であって、調質処理を行うことなく、３点曲げ試験時に進展した亀裂の面積率が３０％以下という優れた特性を有していることが明らかである。
これに対して、試験番号２０の棒鋼を用いた試験番号３９の場合、表３に示したように、そのＶノッチシャルピー衝撃値が１０５Ｊ／ｃｍ2と低いため、３点曲げ試験においても進展した亀裂の面積率が８０％と大きく、破損防止特性が低い。
同様に、試験番号２８の棒鋼を用いた試験番号４０の場合、表３に示したように、そのＶノッチシャルピー衝撃値が１１５Ｊ／ｃｍ2と低いため、３点曲げ試験においても進展した亀裂の面積率が６５％と大きく、破損防止特性が低い。
試験番号３２の棒鋼を用いた試験番号４１の場合も、表３に示したように、そのＶノッチシャルピー衝撃値が１０５Ｊ／ｃｍ2と低いため、３点曲げ試験においても進展した亀裂の面積率が７０％と大きく、破損防止特性が低い。
試験番号３４の棒鋼を用いた試験番号４２の場合も、表３に示したように、そのＶノッチシャルピー衝撃値が１１５Ｊ／ｃｍ2と低いため、３点曲げ試験においても進展した亀裂の面積率が６０％と大きく、破損防止特性が低い。
本発明のステアリングラックバー用圧延丸鋼材は、必ずしも高価なＶを含有させる必要がなく、しかも、調質処理を行わずとも、圧延丸鋼材の状態でＶノッチシャルピー衝撃試験片を用いたシャルピー衝撃試験における試験温度２５℃での衝撃値が１６０Ｊ／ｃｍ2以上という高い母材靱性を有し、さらに、中心部に深穴を加工するための良好な被削性を有するので、ステアリングラックバーの素材として用いるのに好適である。
また、本発明のステアリングラックバーは、上記ステアリングラックバー用圧延丸鋼材を非調質のまま用いることによって得ることができる。

Claims (5)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．３８〜０．５５％、
    Ｓｉ：１．０％以下、
    Ｍｎ：０．２０〜２．０％、
    Ｓ：０．００５〜０．１０％、
    Ｃｒ：０．０１〜２．０％、
    Ａｌ：０．００３〜０．１０％、
    Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、
    Ｔｉ：０．０４７％以下、
    Ｃｕ：０〜１．０％、
    Ｎｉ：０〜３．０％、
    Ｍｏ：０〜０．５０％、
    Ｎｂ：０〜０．１０％、
    Ｖ：０〜０．３０％、
    Ｃａ：０〜０．００５％、
    Ｐｂ：０〜０．３０％、
    残部がＦｅおよび不純物であり、
    不純物中のＰおよびＮが、
    Ｐ：０．０３０％以下および
    Ｎ：０．００８％以下であり、
    さらに、下記の(1)式を満たす化学組成を有するステアリングラックバー用圧延丸鋼材であって、
    ミクロ組織がフェライト、ラメラーパーライトおよびセメンタイトからなり、
    圧延方向と垂直な断面において、表面から半径の１／２位置までの領域のフェライトの平均粒径が１０μｍ以下、ラメラーパーライトの面積率が２０％未満およびセメンタイトのうちの球状セメンタイトの個数が４×１０5個／ｍｍ2以上であり、さらに、中心部のラメラーパーライトの面積率が２０％以上およびセメンタイトのうちの球状セメンタイトの個数が４×１０5個／ｍｍ2未満であり、しかも、
    その丸鋼材の中心線を通って圧延方向と平行な断面において、表面から半径の１／２位置までの領域のフェライトの平均アスペクト比が３以上である、ステアリングラックバー用圧延丸鋼材。
    ３．４Ｎ≦Ｔｉ≦３．４Ｎ＋０．０２・・・(1)
    上記の(1)式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を意味する。
  2. 質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％およびＭｏ：０．０５〜０．５０％から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載のステアリングラックバー用圧延丸鋼材。
  3. 質量％で、Ｎｂ：０．０１０〜０．１０％およびＶ：０．０１〜０．３０％から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載のステアリングラックバー用圧延丸鋼材。
  4. 質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％およびＰｂ：０．０５〜０．３０％から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載のステアリングラックバー用圧延丸鋼材。
  5. 請求項１から４までのいずれかに記載のステアリングラックバー用圧延丸鋼材を用いた、ステアリングラックバー。
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