(57)【要約】  調質処理を行わずとも、高い母材靱性と径方向中心部の長さ方向に深穴を加工するための良好な被削性を有するステアリングラックバー用圧延丸鋼材の提供。  Ｃ：０．３８〜０．５５％、Ｓｉ≦１．０％、Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｓ：０．００５〜０．１０％、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ａｌ：０．００３〜０．１０％及びＮ：０．００３〜０．０３％と、残部がＦｅ及び不純物とからなり、不純物中のＰ≦０．００３０％である化学組成を有し、ミクロ組織がフェライト（Ｆ）、ラメラーパーライト（ＬＰ）及びセメンタイト（Ｃ）からなり、圧延方向と垂直な断面で、表面から半径の１／２位置までの領域のＦの平均粒径≦１０μｍ、ＬＰの面積率＜２０％、Ｃの内の球状セメンタイト（ＳＣ）の個数≧４×１０５個／ｍｍ２で、更に中心部のＬＰの面積率≧２０％、ＳＣの個数＜４×１０５個／ｍｍ２、該丸鋼材の中心線を通って圧延方向と平行な断面で、表面から半径の１／２位置までの領域のＦの平均アスペクト比≧３であるステアリングラックバー用圧延丸鋼材。【特許請求の範囲】
【請求項１】
ステアリングラックバー用圧延丸鋼材であって、
化学組成が、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％、
Ｎ：０．００３〜０．０３％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
Ｎｉ：０〜３．０％、
Ｍｏ：０〜０．５０％、
Ｔｉ：０〜０．１０％、
Ｎｂ：０〜０．１０％、
Ｖ：０〜０．３０％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｐｂ：０〜０．３０％、
残部：Ｆｅおよび不純物、
不純物中のＰが０．０３０％以下であり、
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、
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、
中心部のラメラーパーライトの面積率が２０％以上、
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、かつ
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。
【請求項２】
質量％で、Ｃｕ：０．１０〜１．０％、Ｎｉ：０．１０〜３．０％およびＭｏ：０．１０〜０．５０％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。
【請求項３】
質量％で、Ｔｉ：０．０１０〜０．１０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．１０％およびＶ：０．０１０〜０．３０％から選択される１種以上を含有する請求項１または２に記載のステアリングラックバー用圧延丸鋼材。
【請求項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から３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。
【請求項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非調質のまま用いた、ステアリングラックバー。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ステアリングラックバー用圧延丸鋼材（以下、「ラックバー用圧延丸鋼材」ということがある。）およびステアリングラックバー（以下、「ラックバー」ということがある。）に関する。【０００２】
なお、上記の「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指す。
【背景技術】
【０００３】
自動車部品のうちで、ステアリング装置に用いられるラックバーは、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有する重要部品であり、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。【０００４】
ラックバーは、従来、中炭素鋼の圧延丸鋼材に焼入れ焼戻しの調質処理を行い、必要に応じて引抜き加工を行い、切削加工によって穴あけおよび歯切り（歯型部の形成）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。【０００５】
このため、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。【０００６】
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。【０００７】
したがって、製造性と部品特性を両立させるために、ラックバーの素材として用いられる丸鋼材には、深穴加工時の良好な被削性、および、発生した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。【０００８】
このような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。【０００９】
特許文献１において、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以上であることを特徴とする高周波焼入れ用圧延鋼材を提案した。【００１０】
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。【００１１】
特許文献２において、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以上であることを特徴とする高周波焼入れ用圧延鋼材を提案した。【００１２】
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。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１３】
【特許文献１】特開２０１１−２１４１３０号公報
【特許文献２】特開２０１１−２４１４６６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
前述の特許文献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の更なる向上への要望が大きくなってきた。【００１５】
本発明は、上記要望に答えるべくなされたもので、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。より詳しくは、高価な元素を必ずしも必要とせず、調質処理を行わずとも、ラックバーで生じた亀裂を停留させることができる高い母材靱性が得られ、しかも、径方向中心部の長さ方向に深穴を加工するための良好な被削性を有するステアリングラックバー用圧延丸鋼材およびそれを用いたステアリングラックバーを提供することを目的とする。【００１６】
なお、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１２０Ｊ／ｃｍ2以上であることを意味する。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
本発明者らは、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。【００１８】
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。【００１９】
（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。【００２０】
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。【００２１】
（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、被削性が劣化する。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とすれば、切屑処理性が良くなり、その結果、切削抵抗が低くなるので、被削性が向上する。【００２２】
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。【００２３】
（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。【００２４】
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。【００２５】
（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、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、破損防止に十分な母材靱性が得られる。【００２６】
（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球状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。【００２７】
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。【００２８】
（１）ステアリングラックバー用圧延丸鋼材であって、化学組成が、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％、Ｎ：０．００３〜０．０３％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜３．０％、Ｍｏ：０〜０．５０％、Ｔｉ：０〜０．１０％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｃａ：０〜０．００５％、Ｐｂ：０〜０．３０％、残部：Ｆｅおよび不純物、不純物中のＰが０．０３０％以下であり、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、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、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、かつ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。【００２９】
（２）質量％で、Ｃｕ：０．１０〜１．０％、Ｎｉ：０．１０〜３．０％およびＭｏ：０．１０〜０．５０％から選択される１種以上を含有する、上記（１）のステアリングラックバー用圧延丸鋼材。【００３０】
（３）質量％で、Ｔｉ：０．０１０〜０．１０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．１０％およびＶ：０．０１０〜０．３０％から選択される１種以上を含有する、上記（１）または（２）のステアリングラックバー用圧延丸鋼材。【００３１】
（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）から（３）までのいずれかのステアリングラックバー用圧延丸鋼材。【００３２】
（５）上記（１）から（４）までのいずれかの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た、ステアリングラックバー。【００３３】
「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。【００３４】
「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。【００３５】
「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。【００３６】
「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。
【発明の効果】
【００３７】
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、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１２０Ｊ／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。【００３８】
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。
【図面の簡単な説明】
【００３９】
【図１】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。
【図２】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）は歯形部の断面ア−アでの拡大図、である。なお、図２の（ａ）〜（ｃ）における寸法の単位は「ｍｍ」である。
【図３】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。
【発明を実施するための形態】
【００４０】
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。
【００４１】
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。これらの効果を得るため、Ｃは０．３８％以上含有させる。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。
【００４２】
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。
【００４３】
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。
【００４４】
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、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。これらの効果を得るため、Ｍｎは０．２０％以上含有させる。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。
【００４５】
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。これらの効果を得るため、Ｓは０．００５％以上含有させる。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。
【００４６】
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。
【００４７】
Ａｌ：０．００３〜０．１０％
Ａｌは、脱酸作用を有するとともに、鋼中のＮと結合してＡｌＮを形成して、母材組織の微細化に寄与する。これらの効果を得るため、Ａｌは０．００３％以上含有させる。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、高周波焼入れ時の結晶粒粗大化防止の観点からは、前記したＡｌＮの確実な形成のために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。
【００４８】
Ｎ：０．００３〜０．０３％
Ｎは、鋼中のＡｌと結合してＡｌＮを形成して、母材組織の微細化に寄与する。これらの効果を得るため、Ｎは０．００３％以上含有させる。一方、Ｎの含有量が０．０３％を超えると、母材靱性の低下を招いてしまう。したがって、Ｎの含有量を、０．００３〜０．０３％とした。なお、Ｎの含有量は、０．００４％以上とすることが好ましく、また、０．０２％以下とすることが好ましい。
【００４９】
本発明のステアリングラックバー用圧延丸鋼材の一つは、上述のＣからＮまでの元素と、残部がＦｅおよび不純物とからなり、不純物中のＰが０．０３０％以下である化学組成を有するものである。
【００５０】
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、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。
【００５１】
本発明のステアリングラックバー用圧延丸鋼材には、上記の各元素に加えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、ＣａおよびＰｂから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。
【００５２】
以下、任意元素である上記Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、ＣａおよびＰｂの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。
【００５３】
Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏは、高周波焼入れ性を向上させ、なおかつ母材靱性を高める作用を有するので、この効果を得るために上記の元素を含有させてもよい。以下、このことについて詳しく説明する。
【００５４】
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。
【００５５】
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。
【００５６】
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。
【００５７】
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。
【００５８】
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。
【００５９】
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。
【００６０】
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。
【００６１】
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、結晶粒微細化作用を有するので、この効果を得るために上記の元素を含有させてもよい。以下、このことについて詳しく説明する。
【００６２】
Ｔｉ：０〜０．１０％
Ｔｉは、鋼中のＣあるいはＮと結合して炭化物、窒化物あるいは炭窒化物を形成し、熱間圧延あるいは高周波焼入れの際に結晶粒を微細化する作用を有するので、結晶粒微細化のためにＴｉを含有させてもよい。しかしながら、０．１０％を超える量のＴｉを含有させた場合、結晶粒の微細化効果は期待できるが、靱性の低下を招く。したがって、含有させる場合のＴｉの量を０．１０％以下とした。なお、靱性低下の抑制という点から、Ｔｉの量は、０．０８％以下とすることが好ましい。
【００６３】
一方、Ｔｉの結晶粒微細化効果、なかでも高周波焼入れの際の結晶粒微細化効果を安定して発揮させるためには、Ｔｉ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。
【００６４】
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。
【００６５】
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。
【００６６】
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。
【００６７】
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、０．０１０％以上とすることが好ましく、０．０２０％以上とすれば一層好ましい。
【００６８】
なお、上記のＴｉ、ＮｂおよびＶ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、０．５０％であっても構わないが、０．４１％以下とすることが好ましい。
【００６９】
ＣａおよびＰｂを含有すると、さらなる被削性の向上を望むことができるため、この効果を得るために上記の元素を含有させてもよい。以下、このことについて詳しく説明する。
【００７０】
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。
【００７１】
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。
【００７２】
Ｐｂ：０〜０．３０％
ＰｂもＣａと同様に、含有することで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。
【００７３】
一方、前記した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。
【００７４】
２．ミクロ組織：
本発明のステアリングラックバー用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るものである。
【００７５】
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、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。
【００７６】
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。
【００７７】
上記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。「Ｒ」は、半径を指す。以下も同様。）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。
【００７８】
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、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。
【００７９】
上記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。
【００８０】
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、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、５×１０5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。
【００８１】
上記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。
【００８２】
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％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。
【００８３】
上記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。
【００８４】
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。
【００８５】
上記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。
【００８６】
本発明のステアリングラックバー用圧延丸鋼材の場合、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。
【００８７】
上記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。
【００８８】
上述した本発明のステアリングラックバー用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。
【００８９】
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。
【００９０】
既に述べた化学成分を有する被圧延材を、６７０〜８５０℃の温度域に加熱した後、全連続式熱間圧延を開始する。
【００９１】
加熱温度が８５０℃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。
【００９２】
なお、上記の６７０〜８５０℃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。
【００９３】
上記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。
【００９４】
〔１〕被圧延材の表面温度が５００〜８１０℃であり、なおかつ６５０〜８１０℃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。
【００９５】
〔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、断面積Ａの被圧延材を断面積Ａ‘まで圧延した場合の減面率（％）は、｛（Ａ−Ａ’）／Ａ｝×１００の式で求められる。
また、「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。
【００９６】
〔１〕については、圧延時に被圧延材の温度が８１０℃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５００〜８１０℃であることが好ましい。
【００９７】
さらに、６５０〜８１０℃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６５０〜８１０℃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。
【００９８】
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。
【００９９】
〔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。
【０１００】
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℃を下回った影響はないものとしてよい。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。
【０１０１】
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。
【０１０２】
全連続熱間圧延終了後、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る。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。
【０１０３】
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】
【０１０４】
（実施例１）
表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｗからなる角ビレット（１６０ｍｍ角で長さが１０ｍ）を準備した。【０１０５】
【表１】
2014167891.tif 000002
【０１０６】
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１〜３１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。【０１０７】
１６０ｍｍ角の角ビレットを、粗圧延機列と中間圧延機列で、直径５０ｍｍまで加工した場合の累積減面率は、９２．３％である。また、粗圧延機列を出た直径６０ｍｍの被圧延材を、中間圧延機列と仕上げ圧延機列で、直径３４ｍｍの棒鋼まで加工した場合の累積減面率は、６７．９％である。１６０ｍｍ角の角ビレットを、粗圧延機列、中間圧延機列および仕上げ圧延機列で、直径３４ｍｍの棒鋼まで加工した場合の累積減面率、すなわち総減面率は、９６．４％である。【０１０８】
・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。【０１０９】
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連続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。【０１１０】
連続圧延終了後、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。【０１１１】
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。【０１１２】
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。【０１１３】
なお、試験番号１〜３１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。【０１１４】
【表２】
2014167891.tif 000003
【０１１５】
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。【０１１６】
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。【０１１７】
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。【０１１８】
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。【０１１９】
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。【０１２０】
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。【０１２１】
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。【０１２２】
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。【０１２３】
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。【０１２４】
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。【０１２５】
なお、母材靱性の目標は、衝撃値が１２０Ｊ／ｃｍ2以上である。また、被削性の目標は、上記のトルクが３００Ｎ・ｃｍ以下であることとした。【０１２６】
表３に、上記の各調査結果を示す。なお、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。【０１２７】
【表３】
2014167891.tif 000004
【０１２８】
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１２０Ｊ／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。【０１２９】
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１８〜３１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。【０１３０】
すなわち、試験番号１８の場合は、用いた鋼ＲのＣ含有量が０．５８％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１００Ｊ／ｃｍ2と低い。【０１３１】
試験番号１９の場合、用いた鋼ＳのＳｉ含有量が１．２１％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３６０Ｎ・ｃｍと高い。【０１３２】
試験番号２０の場合、用いた鋼ＴのＭｎ含有量が２．２０％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３５５Ｎ・ｃｍと高い。【０１３３】
試験番号２１の場合、用いた鋼ＵのＰ含有量が０．０５２％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９５Ｊ／ｃｍ2と低い。【０１３４】
試験番号２２の場合、用いた鋼ＶのＳ含有量が０．００３％と低く、本発明で規定する値を下回るものである。このため、Ｖノッチシャルピー衝撃値が１１０Ｊ／ｃｍ2と低く、ガンドリルにより深穴加工した時のトルクが４２０Ｎ・ｃｍと高い。【０１３５】
試験番号２３の場合、用いた鋼ＷのＣｒ含有量が２．１８％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４５０Ｎ・ｃｍと高い。【０１３６】
試験番号２４〜２８の場合、用いた鋼Ｅ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少なくとも一方が目標に未達である。【０１３７】
具体的には、試験番号２４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位置までの領域におけるフェライトの平均粒径が１３．３μｍ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。【０１３８】
試験番号２５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ならびに、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それぞれ、１１．５μｍ、３５．５％、３．０×１０5個／ｍｍ2および２．３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９０Ｊ／ｃｍ2と低い。【０１３９】
試験番号２６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ならびに、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、１０．３μｍ、１２．３％および７．５×１０5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１０５Ｊ／ｃｍ2と低く、ガンドリルにより深穴加工した時のトルクが４５０Ｎ・ｃｍと高い。【０１４０】
試験番号２７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１．５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。【０１４１】
試験番号２８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面積率および球状セメンタイト個数がそれぞれ、１１．５％および４．５×１０5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３２５Ｎ・ｃｍと高い。【０１４２】
試験番号２９〜３１の場合、用いた鋼Ｊ、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。【０１４３】
具体的には、試験番号２９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ならびに、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それぞれ、１７．９μｍ、４０．３％、５．０×１０4個／ｍｍ2および１．５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７５Ｊ／ｃｍ2と低い。【０１４４】
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位置までの領域のフェライトの平均粒径ならびに、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の個数がそれぞれ、１１．２μｍ、５．３％および７．５×１０5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１００Ｊ／ｃｍ2と低く、ガンドリルにより深穴加工した時のトルクが４９０Ｎ・ｃｍと高い。【０１４５】
試験番号３１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１．４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／ｍｍ2と低い。
なお、本試験番号では粗列および仕上列にて６５０〜８１０℃における圧延を実施しているが、この場合の６５０〜８１０℃における累積減面率については、〔（粗列での減面率)＋（１００−粗列と中間列での累積減面率)×仕上列の減面率／１００〕として算出している。すなわち、この場合の６５０〜８１０℃における累積減面率は、〔８９．０＋（１００−９２．３）×５３．８／１００〕＝９３．１％である。【０１４６】
（実施例２）
実施例１で得た試験番号５、試験番号１０、試験番号１３、試験番号１６、試験番号１８、試験番号２５、試験番号２９および試験番号３１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。【０１４７】
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。【０１４８】
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。【０１４９】
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。【０１５０】
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。【０１５１】
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。【０１５２】
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。【０１５３】
【表４】
2014167891.tif 000005
【０１５４】
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５、試験番号１０、試験番号１３および試験番号１６の棒鋼を用いた試験番号３２〜３５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。【０１５５】
これに対して、試験番号１８の棒鋼を用いた試験番号３６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１００Ｊ／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８５％と大きく、破損防止特性が低い。【０１５６】
同様に、試験番号２５の棒鋼を用いた試験番号３７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９０Ｊ／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。【０１５７】
試験番号２９の棒鋼を用いた試験番号３８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７５Ｊ／ｃｍ2と低いため、３点曲げ試験においても進展したき裂の面積率が７０％と大きく、破損防止特性が低い。【０１５８】
試験番号３１の棒鋼を用いた試験番号３９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き裂の面積率が８０％と大きく、破損防止特性が低い。
【産業上の利用可能性】
【０１５９】
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１２０Ｊ／ｃｍ2以上という高い母材靱性を有し、さらに、ガンドリルを用いて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。【０１６０】
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。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【手続補正書】
【提出日】平成28年11月9日(2016.11.9)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
ステアリングラックバー用圧延丸鋼材であって、
化学組成が、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％、
Ｎ：０．００３〜０．０３％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
Ｎｉ：０〜３．０％、
Ｍｏ：０〜０．５０％、
Ｔｉ：０〜０．１０％、
Ｎｂ：０〜０．１０％、
Ｖ：０〜０．３０％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｐｂ：０〜０．３０％、
残部：Ｆｅおよび不純物、
不純物中のＰが０．０３０％以下であり、
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、
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、
中心部のラメラーパーライトの面積率が２０％以上、
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、かつ
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以上であり、前記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１２０Ｊ／ｃｍ2以上であり、
前記圧延丸鋼材を長さ１７０ｍｍに切断した後、直径８．０ｍｍのガンドリルを用いて、回転数：２３００ｒｐｍ、送り：０．０５ｍｍ／ｒｅｖ、および給油圧：５ＭＰａ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が３００Ｎ・ｃｍ以下である、
ステアリングラックバー用圧延丸鋼材。
【請求項２】
質量％で、Ｃｕ：０．１０〜１．０％、Ｎｉ：０．１０〜３．０％およびＭｏ：０．１０〜０．５０％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。
【請求項３】
質量％で、Ｔｉ：０．０１０〜０．１０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．１０％およびＶ：０．０１０〜０．３０％から選択される１種以上を含有する請求項１または２に記載のステアリングラックバー用圧延丸鋼材。
【請求項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から３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。
【請求項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非調質のまま用いた、ステアリングラックバー。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２８
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００２８】
（１）ステアリングラックバー用圧延丸鋼材であって、化学組成が、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％、Ｎ：０．００３〜０．０３％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜３．０％、Ｍｏ：０〜０．５０％、Ｔｉ：０〜０．１０％、Ｎｂ：０〜０．１０％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｃａ：０〜０．００５％、Ｐｂ：０〜０．３０％、残部：Ｆｅおよび不純物、不純物中のＰが０．０３０％以下であり、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、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、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、かつ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以上であり、前記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１２０Ｊ／ｃｍ2以上であり、
前記圧延丸鋼材を長さ１７０ｍｍに切断した後、直径８．０ｍｍのガンドリルを用いて、回転数：２３００ｒｐｍ、送り：０．０５ｍｍ／ｒｅｖ、および給油圧：５ＭＰａ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が３００Ｎ・ｃｍ以下である、
ステアリングラックバー用圧延丸鋼材。
【国際調査報告】
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