(57)【要約】【課題】非調質のままで優れた靭性を示す機械構造用非調質鋼をその有利な製造方法とともに提供する。【解決手段】Ｃ：0.35〜0.6mass％、Si：1.1mass％以下、Mn：2.0mass％以下、Ｂ：0.0005〜0.01mass％およびTi：0.1mass％以下を含み、さらにMo：1.0 mass％以下およびＷ：2.0mass％以下の１種又は２種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成を有し、析出Ｂが0.0005mass％未満であり、硬度がHRC18〜32であり、降伏比が0.7以上であるものとする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.35〜0.6mass％、
Si：1.1mass％以下、
Mn：2.0mass％以下、
Ｂ：0.0005〜0.01mass％および
Ti：0.1mass％以下
を含み、さらに
Mo：1.0 mass％以下および
Ｗ：2.0mass％以下
の１種又は２種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成を有し、析出Ｂが0.0005mass％未満であり、硬度がHRC18〜32であり、降伏比が0.7以上であることを特徴とする疲労特性と靭性に優れた機械構造用非調質鋼。
【請求項２】
前記成分組成として、さらに
Cr：2.5 mass％以下、
Cu：1.0 mass％以下、
Ni：2.5 mass％以下および
Ｖ：0.3 mass％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する請求項１に記載の疲労特性と靭性に優れた機械構造用非調質鋼。
【請求項３】
前記成分組成として、さらに、
Nb：0.1mass％以下および
Zr：0.1mass％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有する請求項１または２に記載の疲労特性と靭性に優れた機械構造用非調質鋼。
【請求項４】
前記成分組成として、さらに
Ｓ：0.1mass％以下、
Pb：0.1mass％以下、
Bi：0.1mass％以下、
Se：0.1mass％以下、
Te：0.1mass％以下、
Ca：0.01mass％以下、
Mg：0.01mass％以下および
REM：0.1mass％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の疲労特性と靭性に優れた機械構造用非調質鋼。
【請求項５】
請求項１乃至４のいずれかに記載の機械構造非調質鋼が用いられた機械構造部品であって、部分的に焼入れを施した部位があり、該部位の組織は、旧オーステナイト粒の平均粒径が12μm以下で、かつ被検面積320mm2での前記旧オーステナイト粒の最大粒径が前記平均粒径の４倍以下であることを特徴とする機械構造用部品。
【請求項６】
前記機械構造用部品がステアリングラックバーであり、前記部位は、ラック形成部であることを特徴とする請求項５に記載の機械構造用部品。
【請求項７】
Ｃ：0.35〜0.6mass％、
Si：1.1mass％以下、
Mn：2.0mass％以下、
Ｂ：0.0005〜0.01mass％および
Ti：0.1mass％以下
を含み、さらに
Mo：1.0 mass％以下および
Ｗ：2.0mass％以下
の１種又は２種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼素材に、1000℃以下の総加工率が50％以上、かつ仕上温度が950℃以下の熱間加工を施し、その後700〜500℃の温度域を0.5℃／秒以上の速度で冷却した後、冷間加工を施すことを特徴とする疲労特性と靭性に優れた機械構造非調質鋼の製造方法。
【請求項８】
前記成分組成として、さらに
Cr：2.5 mass％以下、
Cu：1.0 mass％以下、
Ni：2.5 mass％以下および
Ｖ：0.3 mass％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する請求項７に記載の疲労特性と靭性に優れた機械構造用非調質鋼の製造方法。
【請求項９】
前記成分組成として、さらに、
Nb：0.1mass％以下および
Zr：0.1mass％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有する請求項７または８に記載の疲労特性と靭性に優れた機械構造用非調質鋼の製造方法。
【請求項１０】
前記成分組成として、さらに
Ｓ：0.1mass％以下、
Pb：0.1mass％以下、
Bi：0.1mass％以下、
Se：0.1mass％以下、
Te：0.1mass％以下、
Ca：0.01mass％以下、
Mg：0.01mass％以下および
REM：0.1mass％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項７乃至９のいずれかに記載の疲労特性と靭性に優れた機械構造用非調質鋼の製造方法。
【請求項１１】
請求項７乃至１０のいずれかに記載の製造方法にて得られた機械構造用非調質鋼に対し、昇温速度400℃／ｓ以上かつ到達温度1000℃以下の条件での焼入れを部分的に施すことを特徴とする機械構造用部品の製造方法。
【請求項１２】
請求項１１において、前記機械構造用部品がステアリングラックバーであり、前記冷間加工によりステアリングラックバーの形状に成形し、ラック形成部に対して前記条件での焼入れを施すことを特徴とする機械構造用部品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高靭性高耐久性が要求される自動車部品に用いられて好適な、高強度非調質鋼およびその製造方法、ならびこの素材を用いて一部を高周波焼入れ等の表面硬化処理が施された機械構造用部品に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来、例えば自動車用ステアリングラックバーは高耐久高靭性を要求される部品である。これを得るためには、従来、焼入れ焼戻しによる調質処理が採用されてきたが、熱処理によるコストアップが避けがたいため、非調質鋼への置き換えが進められている。また、この部品は耐久性を目的にラック部に高周波焼入れ等の熱処理を施して用いており、この高周波焼入れ部の靭性も要求される。
【０００３】
特許文献１には、ステアリングラックのような高周波焼入部品に関し、Bを添加して高周波焼入れすると、高周波焼入部に過大負荷が作用しても脆性破壊が発生せず曲げ変形することにより、破壊を防止できることが記載されている。また、特許文献２には、同様にＢを添加した鋼について、焼戻しベイナイト組織、焼戻しパーライト組織、再生パーライト組織を適正範囲に制御することによって、曲げ変形能が高められ、亀裂の進展・貫通を防止できることが記載されている。
【０００４】
特許文献１に記載された技術では、高周波焼入れが施された部位の曲げ特性についてしか評価がなされておらず、高周波焼入れが施されない部分の特性、特に靭性には改良の余地があった。さらに、高周波焼入れが施された硬化層についても、疲労強度の観点からは不十分であり、疲労強度の向上が求められていた。また、特許文献２に記載された技術についても、高周波焼入れを施した部分の諸特性にのみ視点が置かれており、高周波焼入れが施されない部分の特性、特に靭性には改良の余地がある。さらに、高周波焼入れが施された硬化層についても、疲労強度の観点からは不十分であった。
【特許文献１】特開平１０−８１８９号公報
【特許文献２】特開２００４−３５３００５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、非調質のままで優れた靭性を示す機械構造用非調質鋼をその有利な製造方法とともに提供することを目的とする。また、本発明では、非調質まま部分では高靭性が得られ、高周波焼入れ等の熱処理を施した部分で高疲労強度を確保できる機械構造用部品をその有利な製造方法とともに提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
さて、発明者らは、前記したような非調質まま部分の靭性を効果的に向上させるべく、検討を行った。その結果、素材の高靭性化と高周波焼入れ部の靭性の両立には非調質でのＢの析出状態を制御する必要があるという知見を得た。さらに、ステアリングラックバーのように、曲げ荷重が繰り返し付与される部材においては、単に強度が高いだけでなく降伏応力（YS）が高いことが重要であり、降伏応力（YS）と引張強さ（TS）との比である降伏比（ＹＳ／ＴＳ）を高く設定する必要があるとの知見を得た。
本発明は、これらの知見の基づくものであり、その要旨構成は以下のとおりである。
【０００７】
（１）Ｃ：0.35〜0.6mass％、
Si：1.1mass％以下、
Mn：2.0mass％以下、
Ｂ：0.0005〜0.01mass％および
Ti：0.1mass％以下
を含み、さらに
Mo：1.0 mass％以下および
Ｗ：2.0mass％以下
の１種又は２種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成を有し、析出Ｂが0.0005mass％未満であり、硬度がHRC18〜32であり、降伏比が0.7以上であることを特徴とする疲労特性と靭性に優れた機械構造用非調質鋼。
【０００８】
（２）前記成分組成として、さらに
Cr：2.5 mass％以下、
Cu：1.0 mass％以下、
Ni：2.5 mass％以下および
Ｖ：0.3 mass％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する前記（１）に記載の疲労特性と靭性に優れた機械構造用非調質鋼。
【０００９】
（３）前記成分組成として、さらに、
Nb：0.1mass％以下および
Zr：0.1mass％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有する前記（１）または（２）に記載の疲労特性と靭性に優れた機械構造用非調質鋼。
【００１０】
（４）前記成分組成として、さらに
Ｓ：0.1mass％以下、
Pb：0.1mass％以下、
Bi：0.1mass％以下、
Se：0.1mass％以下、
Te：0.1mass％以下、
Ca：0.01mass％以下、
Mg：0.01mass％以下および
REM：0.1mass％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）乃至（３）のいずれかに記載の疲労特性と靭性に優れた機械構造用非調質鋼。
【００１１】
（５）前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の機械構造非調質鋼が用いられた機械構造部品であって、部分的に焼入れを施した部位があり、該部位の組織は、旧オーステナイト粒の平均粒径が12μm以下で、かつ被検面積320mm2での前記旧オーステナイト粒の最大粒径が前記平均粒径の４倍以下であることを特徴とする機械構造用部品。
【００１２】
（６）前記機械構造用部品がステアリングラックバーであり、前記部位は、ラック形成部であることを特徴とする前記（５）に記載の機械構造用部品。
【００１３】
（７）Ｃ：0.35〜0.6mass％、
Si：1.1mass％以下、
Mn：2.0mass％以下、
Ｂ：0.0005〜0.01mass％および
Ti：0.1mass％以下
を含み、さらに
Mo：1.0 mass％以下および
Ｗ：2.0mass％以下
の１種又は２種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼素材に、1000℃以下の総加工率が50％以上、かつ仕上温度が950℃以下の熱間加工を施し、その後700〜500℃の温度域を0.5℃／秒以上の速度で冷却した後、冷間加工を施すことを特徴とする疲労特性と靭性に優れた機械構造非調質鋼の製造方法。
【００１４】
（８）前記成分組成として、さらに
Cr：2.5 mass％以下、
Cu：1.0 mass％以下、
Ni：2.5 mass％以下および
Ｖ：0.3 mass％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する前記（７）に記載の疲労特性と靭性に優れた機械構造用非調質鋼の製造方法。
【００１５】
（９）前記成分組成として、さらに、
Nb：0.1mass％以下および
Zr：0.1mass％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有する前記（７）または（８）に記載の疲労特性と靭性に優れた機械構造用非調質鋼の製造方法。
【００１６】
（１０）前記成分組成として、さらに
Ｓ：0.1mass％以下、
Pb：0.1mass％以下、
Bi：0.1mass％以下、
Se：0.1mass％以下、
Te：0.1mass％以下、
Ca：0.01mass％以下、
Mg：0.01mass％以下および
REM：0.1mass％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（７）乃至（９）のいずれかに記載の疲労特性と靭性に優れた機械構造用非調質鋼の製造方法。
【００１７】
（１１）前記（７）乃至（１０）のいずれかに記載の製造方法にて得られた機械構造用非調質鋼に対し、昇温速度400℃／ｓ以上かつ到達温度1000℃以下の条件での焼入れを部分的に施すことを特徴とする機械構造用部品の製造方法。
【００１８】
（１２）前記（１１）において、前記機械構造用部品がステアリングラックバーであり、前記冷間加工によりステアリングラックバーの形状に成形し、ラック形成部に対して前記条件での焼入れを施すことを特徴とする機械構造用部品の製造方法。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、非調質のままで優れた靭性を示し、また、高周波焼入れ等の熱処理を施した部分では高疲労強度を確保できる。そのため、ステアリングラックバーのように、非調質まま部分と高周波焼入れ等による表面硬化部分とを有する機械構造用部品に特に好適に適用できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
以下、本発明を具体的に説明する。
本発明の機械構造用非調質鋼は、例えば自動車用のステアリングラックバーのように、従来焼入れ焼戻しにより調質処理が施されていた機械構造用部品について、この調質処理を全部または部分的に省略し、非調質部分で良好な靭性を得ようとするものである。また、本発明では、高周波焼入れのような表面硬化処理を行った場合においては、この部分について特に高い疲労強度を確保しようとするものである。
【００２１】
そして、発明者らは、Ｂの析出状態を制御することで素材の高靭性化が達成でき、さらに、このようにＢの析出状態を制御した素材について高周波焼入れ等により焼入れ処理を行った場合には、特に高い疲労強度が得られるという知見を得た。すなわち、Ｂは粒界強度を向上させ、靭性向上に寄与する元素であるが、析出Ｂとして存在すると、靭性および加工性の著しい劣化を招くようになる。この靭性並びに加工性の劣化は、析出Ｂ量が0.0005mass％以上となると特に顕著となることがわかった。
【００２２】
次に、本発明における鋼の成分組成について説明する。
C：0.35〜0.6mass％
Cは、非調質鋼において、強度を得るために必須な元素である。さらに、Cは、焼入れ性への影響が最も大きい元素であり、焼入れ硬化層の硬さおよび深さを高めて疲労強度と耐磨耗性の向上に有用であるため、0.35mass％以上含有させるものとする。一方、0.6mass％を超えて含有させると、ステアリングラックの耐衝撃特性が低下する。このため、0.60mass％をその含有量の上限とする。
【００２３】
Si：1.1mass％以下
Siは、脱酸剤として作用するだけでなく、強度の向上にも寄与するが、含有量が1.1mass％を超えると、被削性や冷間加工性の低下を招くため、Si量は1.1mass％以下とする。
【００２４】
Mn：2.0mass％以下
Mnは、焼入れ性を向上させ、焼入れ時の硬化層深さを確保する上で有用な成分であるため含有させることができるが、Mn量が2.0mass％を超えると焼入れ後の残留オーステナイトが増加し、かえって表面硬度が低下し、ひいては疲労強度の低下を招くため、Mnは2.0mass％以下とする。なお、上記の焼入れ性向上効果を有効に発現させるには、0.2mass％以上とすることが好ましい。また、Mnは、被削性に不利に作用するため、被削性を考慮すると、1.2mass％以下とするのが好適である。さらに好ましくは、1.0mass％以下である。
【００２５】
Ｂ：0.0005〜0.01mass％
Ｂは、素材の高靭性化に対して非常に重要な元素である。特に、後述するように、析出B量を制御すれば、粒界に固溶Ｂとして存在するようになり、これが粒界強度を向上させて靭性向上に寄与する。このような効果を得るために、Ｂは0.0005mass％以上含有させる必要がある。しかし、Ｂ量が0.05mass％を超えると、その効果は飽和し、むしろ成分コストの上昇を招く。そのため、Ｂ量は、0.0005〜0.01mass％の範囲とした。固溶Ｂを十分に存在させるには、Ｂ量は0.001mass％以上とすることが好ましい。
【００２６】
析出Ｂ：0.0005mass％未満
Ｂ含有量を0.0005mass％以上としても、析出Ｂ量が0.0005mass％以上となると、Ｂによる粒界強度向上作用よりも析出Ｂによる靭性劣化作用が勝ってしまい、所期した靭性向上作用が得られない。よって、析出Ｂ量は0.0005mass％未満とする。
【００２７】
Ti：0.1mass％以下
Tiは、Ｂが鋼中の不純物元素であるNと結合しＢＮとして析出することを防止する上で有用な元素である。このためにはTiを含有させることができるが、その含有量が0.1mass％を超えると、TiNが多量に形成される結果、これが疲労破壊の起点となって疲労強度の著しい低下を招く。よって、Ti量は0.1mass％以下とする。なお、Ｂの析出を防止する観点からはTiは0.01mass％以上とすることが好ましい。
【００２８】
Mo：1.0 mass％以下およびＷ：2.0mass％以下の１種又は２種
MoおよびＷは、焼入れ加熱時のオーステナイト粒径を微細化し、焼入れ硬化層の粒径を微細化する作用がある。特に、この効果は、焼入れ時の加熱温度を８００〜１０００℃、より好ましくは８００〜９５０℃とすることにより、一層顕著となる。さらに、焼入れ性の向上に有用な元素であるため、焼入れ性を調整するために用いられる。したがって、これらの元素を含有させることで、非調質部分に加えて焼入れ部を有する場合には、焼入れ部の旧オーステナイト粒径を微細化することが可能となる。加えて、これらの元素は、炭化物の生成を抑制し、炭化物による粒界強度の低下を有効に阻止する元素でもある。
以上の効果を発現させるためには、Moは0.05mass％以上さらには0.1mass％超とすることが好ましく、Ｗは0.1mass％以上含有させることが好ましい。
【００２９】
一方、Mo含有量が1.0mass％を超える、あるいは、W含有量が2.0mass％を超えると、素材の硬さが著しく上昇し、加工性の低下を招く。したがって、Moは1.0mass％を、Wは2.0mass％を上限とした。
【００３０】
Cr：2.5mass％以下
Crは、焼入れ性の向上に有効であり、硬化層深さを確保する上で有用な元素である。しかし、過度に含有されると炭化物を安定化させて残留炭化物の生成を助長し、粒界強度を低下させて疲労強度を劣化させる。従って、Crの含有は極力低減することが望ましいが、2.5mass％までは許容できる。好ましくは1.5mass％以下である。
【００３１】
Cu：1.0 mass％以下
Cuは、焼入れ性の向上に有効であり、またフェライト中に固溶し、この固溶強化によって、疲労強度を向上させる。さらに、炭化物の生成を抑制することにより、炭化物による粒界強度の低下を抑制し、疲労強度を向上させる。しかしながら、含有量が1.0mass％を超えると棒鋼圧延等の熱間加工時に割れが発生するため、1.0mass％以下の添加とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.5mass％以下である。
また、0.03mass％未満で含有させても焼入れ性の向上効果および粒界強度の低下抑制効果は小さいため、これらの効果を発現させるためには、0.03mass％以上含有させることが好ましい。
【００３２】
Ni：2.5mass％以下
Niは、焼入れ性を向上させる元素であるので、焼入れ性を調整する場合に用いることができる。また、炭化物の生成を抑制し、炭化物による粒界強度の低下を抑制して、疲労強度を向上させる元素でもある。しかしながら、Niは極めて高価な元素であり、2.5mass％を超えて添加すると鋼材のコストが上昇するため、2.5mass％以下の範囲で含有させることが好ましい。なお、0.05mass％未満の添加では焼入れ性の向上効果および粒界強度の低下抑制効果が小さいので0.05mass％以上で含有させることが好ましい。さらに、好ましくは0.1〜1.0mass％である。
【００３３】
Ｖ：0.3 mass％以下
Ｖは、鋼中でＣやＮと結合し析出強化元素として作用する。また、焼戻し軟化抵抗性を向上させる元素であり、これらの効果により疲労強度を向上させる。しかしながら、0.3mass％を超えて含有させてもその効果は飽和するため、0.3mass％以下とすることが好ましい。なお、0.01mass％未満で含有させても、疲労強度の向上効果が小さいため、0.01mass％以上で含有させることが好ましい。さらに好ましくは、0.03mass％以上である。
【００３４】
Nb：0.1mass％以下
Nbは、焼入れ性の向上効果があるだけでなく、鋼中でＣ、Ｎと結合し析出強化元素として作用する。また、焼戻し軟化抵抗性を向上させる元素でもあり、これらの効果によって疲労強度を向上させる。しかしながら、0.1mass％を超えて含有させてもその効果は飽和するから、0.1mass％以下とすることが好ましい。なお、0.005mass％未満で含有させても、析出強化作用および焼戻し軟化抵抗性の向上効果が小さいため、0.005mass％以上含有させることが好ましい。さらに、好ましくは0.01〜0.05mass％
である。
【００３５】
Zr：0.1mass％以下
Zrは、焼入れ性向上効果があるだけでなく、鋼中でＣ、Ｎと結合し析出強化元素として作用する。また、焼戻し軟化抵抗性を向上させる元素であり、これらの効果によって疲労強度を向上させる。しかしながら、0.1mass％を超えて含有させてもその効果は飽和するため、0.1mass％以下とすることが好ましい。なお、0.005mass％未満で含有させても、析出強化作用および焼戻し軟化抵抗性の向上効果は小さいため、0.005mass％以上で含有させることが好ましい。さらに、好ましくは0.01〜0.05mass％である。
【００３６】
Ｓ：0.1mass％以下
Ｓは、鋼中でMnSを形成し、切削性を向上させる有用元素であるが、0.1mass％を超えて含有させると粒界に偏析して粒界強度を低下させるため、Ｓは0.1mass％以下に制限した。好ましくは0.04mass％以下である。
【００３７】
Pb：0.1mass％以下
Pbは、切削時の溶融、潤滑および脆化作用により、被削性を向上させるので、この目的で含有させることができる。しかしながら、0.1mass％を超えて含有させても効果が飽和するばかりか、成分コストが上昇するため0.1mass％を上限として含有させるものとした。なお、被削性の改善のためには、Pbは0.01mass％以上含有させることが好ましい。
【００３８】
Bi：0.1mass％以下
Biは、切削時の溶融、潤滑および脆化作用により、被削性を向上させるため、この目的で含有させることができる。しかしながら、0.1mass％を超えて含有させても効果が飽和するばかりか、成分コストが上昇するため、0.1mass％を上限として含有させるものとした。なお、被削性の改善のためには、Biは0.01mass％以上含有させることが好ましい。
【００３９】
Se：0.1mass％以下
Seは、Mnと結合してMnSeを形成し、これがチップブレーカとして作用することにより被削性を改善する。しかしながら、含有量が0.1mass％を超えると、効果が飽和する上、成分コストの上昇を招くので、0.1mass％以下で含有させるものとした。また、被削性の改善のためには、0.003mass％以上で含有させることが好ましい。
【００４０】
Te：0.1mass％以下
Teは、Mnと結合してMnTeを形成し、これがチップブレーカとして作用することにより被削性を改善する。しかしながら、含有量が0.1mass％を超えると、効果が飽和する上、成分コストの上昇を招くため、0.1mass％以下で含有させるものとした。また、被削性の改善のためには、0.003mass％以上で含有させることが好ましい。
【００４１】
Ca：0.01mass％以下
Caは、MnSと共に硫化物を形成し、これがチップブレーカとして作用することにより被削性を改善する。しかしながら、Caは0.01mass％を超えて含有させても、効果が飽和する上、成分コストの上昇を招くことから、上記の範囲で含有させるものとした。なお、被削性の改善のためには、Caは0.0001mass％以上含有させることが好ましい。
【００４２】
Mg：0.01mass％以下
Mgは、脱酸元素であるだけでなく、応力集中源となって被削性を改善する効果があるため、必要に応じて添加することができる。しかしながら、過剰に添加すると効果が飽和する上、成分コストが上昇するため、0.01mass％以下で含有させるものとした。なお、被削性の改善のためには、Mgは0.0001mass％以上で含有させることが好ましい。
【００４３】
REM：0.1mass％以下
REMは、MnSと共に硫化物を形成し、これがチップブレーカとして作用することにより被削性を改善する。しかしながら、REMは0.1mass％を超えて含有させても、効果が飽和する上、成分コストの上昇を招くことから、上記の範囲で含有させるものとした。なお、被削性の改善のためには、REMは0.0001mass％以上含有させることが好ましい。
【００４４】
以上説明した元素以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｐ、Ｏ、Ｎが挙げられ、それぞれ、Ｐ：0.10mass％、Ｏ：0.008mass％およびＮ：0.01mass％までをそれぞれ許容できる。
【００４５】
以上、本発明の機械構造用非調質鋼の成分組成について説明したが、次に、本発明の機械構造用非調質鋼の成分組成以外の要件について説明する。
【００４６】
硬度：HRC18〜32
強度確保の観点から、硬度はHRC（ロックウェルＣスケール硬さ）18以上とする。しかし、硬さが高くなりすぎると、被削性が低下して部品の加工コストの上昇を招くほか、靭性の劣化にも繋がるため、その上限をHRC32とする。
【００４７】
降伏比：0.7以上
大きな曲げ荷重が繰り返し付与される機械構造用部品、中でも、ステアリングラックバーでは、操舵操作が加わる度に大きな曲げ荷重が繰り返し付与されるため、単に高荷重に耐える強度を有しているだけで無く反復荷重付与に対する耐久性が求められている。そのため、単に強度が高いだけで無く、降伏応力(ＹＳ)が高いこと、特に引張強さ(TS)との比で表される降伏比（ＹＳ/ＴＳ）が高いことが要求され、その値は0.7以上である必要がある。
【００４８】
次に、本発明の製造方法について説明する。
上記した所定の成分組成に調整した鋼材を、棒鋼圧延、熱間鍛造などの熱間加工を施し、さらに冷間加工を施して部品形状とする。
【００４９】
この時、熱間加工後に鋼中のＢの析出を0.0005mass％未満とすることが肝要である。そのために、熱間加工およびその後の冷却条件を、1000℃以下の総加工率を50％以上として、熱間加工の終了温度を950℃以下、その後の冷却を0.5℃／秒以上とする。
【００５０】
この熱間加工の後、焼入れ・焼戻し等の熱処理を行わないまま冷間加工を行う。この冷間加工は、降伏比および硬度を上述の範囲とする上で必要な工程である。冷間加工条件としては、減面率５〜25％とする必要がある。
【００５１】
以上の条件により、靭性の優れた本発明の非調質鋼が製造できる。この非調質鋼が用いられた機械構造用部品は、非調質ままで優れた靭性を有するが、さらに、必要箇所、例えば高い繰り返し負荷が作用し疲労強度が求められる部位に対して、部分的に焼入を施すことで、非調質部分の靭性を確保しつつ、焼入部分については非常に高い疲労強度が得られる。特に、本発明の非調質鋼では、後述する条件で焼入れを施すことにより、焼入組織中の旧オーステナイト粒径が微細化かつ整粒化でき、高靭性と高疲労強度とを両立させた機械構造用部品とすることができる。
【００５２】
以下、好ましい、焼入組織および焼入条件について説明する。
焼入れを施した部位の組織は、旧オーステナイト粒の平均粒径が12μm以下であることが好ましい。旧オーステナイト粒の微細化は、粒界強度を向上させ疲労強度の向上に寄与する。この観点から、焼入を施した部位の旧オーステナイト粒の平均粒径は、10μｍ以下、さらには、５μｍ以下であることがさらに好ましい。
【００５３】
また、旧オーステナイト粒の平均粒径を１２μｍ以下としても、径の大きな旧オーステナイト粒の存在率が大きくなると、疲労強度が十分に向上しない。よって、最大粒径が前記平均粒径の４倍以下であることが好ましい。
【００５４】
ここに、旧オーステナイト粒の平均粒径、最大粒径の測定は、次のようにして行うものとする。例えば、高周波焼入れ後の鋼材では、焼入れした部分の鋼材最表面は面積率で100％のマルテンサイト組織を有する。そして、表面から内部にいくに従い、ある深さまでは100％マルテンサイト組織の領域が続くが、ある深さから急激にマルテンサイト組織の面積率が減少する。
【００５５】
本発明では、焼入れした部分について、鋼材表面から、マルテンサイト組織の面積率が98％に減少するまでの深さを硬化層と定義する。そして、この硬化層について、表面から硬化層厚の1/5位置、1/2位置および4/5位置それぞれの位置を同一視野数として、合計の被検面積320mm2についての旧オーステナイト粒径の平均値を測定し、これを、旧オーステナイト粒の平均粒径とする。また、最大粒径については、上記の被検面積320mm2について旧オーステナイト粒径の標準偏差σを求め、平均粒径＋３σの値を最大粒径とする。
【００５６】
焼入れを施した部位の組織を、上述のように平均粒径１２μｍ以下、かつ、最大粒径が平均粒径の４倍以下である、旧オーステナイト粒が微細な整粒組織とするには、焼入れ条件も重要である。
焼入条件としては、加熱温度を800〜1000℃とし、600〜800℃を400℃／ｓ以上の昇温速度で昇温する。
【００５７】
すなわち、加熱温度が800℃未満の場合、オーステナイト組織の生成が不十分となり、硬化層を得ることができない。一方、加熱温度が1000℃を超えると、オーステナイト粒の成長速度が著しく増加し、平均粒径が増加すると同時に、急成長する温度域においては個々の粒成長速度にも著しい差が生じ易いため、最大粒径が平均粒径の４倍超となり疲労強度の低下を招く。
【００５８】
また、600〜800℃の昇温速度が400℃／ｓ未満の場合にも、オーステナイト粒の成長が促進されると同時に粒の大きさのばらつきが大きくなり、最大粒径が平均粒径の４倍超となり、疲労強度の低下を招く。これは、昇温速度が遅いとより低い温度でフェライトからオーステナイトへの逆変態が開始し、場所により不均一な粒成長を生じ易いためと推定される。
【００５９】
なお、加熱温度は800〜950℃とすることが好ましく、600〜800℃の昇温速度は700℃／ｓ以上であることが好ましい。より好ましくは、1000℃／ｓ以上である。
【００６０】
また、加熱時において800℃以上の滞留時間が長くなると、オーステナイト粒が成長して、結果として最大粒径が平均粒径の４倍超となり易くなるため、800℃以上の滞留時間は５秒以下とすることが好ましい。
以上説明した焼入れ条件を実施するには、高周波焼入れを用いることが特に好適である。
【００６１】
本発明の非調質鋼を用い、これに対し部分的に焼入を施す機械構造用部品の最も好適な例はステアリングラックバーである。
すなわち、図１は代表的なステアリングラックバーの模式図であり、同図（ａ）に側面図を、同（ｂ）に、この側面図におけるＡ−Ａ’断面図を示す。ステアリングラックバー１は、棒状体の長さ方向の一部分に、複数のラック歯２を、長さ方向に配列させてなる部品である。ラック歯２の形成部（以下、ラック形成部という）はすべり転動疲労寿命が高いことが必要となる。したがって、このラック形成部（図中の斜線部分）には焼入処理を施して高強度化を図る。一方、ステアリングラックバーとしては、衝撃を受けても折損しないように耐衝撃性が必要となり、高靭性が要求される。したがって、ラック形成部以外の部分について、非調質ままの状態で高い靭性を有しているとよい。
【００６２】
本発明の非調質鋼を用い、これに部分的に焼入を施した機械構造用部品として、ラック形成部に前述の条件で高周波焼入れを施し、旧オーステナイト粒径が微細かつ整粒である硬化層を形成させることによって、ラック形成部のすべり転動疲労寿命を高くすることができる。また、ラック形成部以外の部分は、非調質のままで高靭性、かつ高いYRを確保できるため、ステアリングラックバー全体としても高靭性、高強度なものとなる。
【実施例】
【００６３】
本発明の効果を調べるために、以下の実験を行った。
表１に示す化学成分の鋼を溶製した後、熱間圧延により直径30mmの棒鋼を製造した。次に、これらの棒鋼に対して、冷間引き抜き加工を最終減面率が表２に示す種々の値となるように施して、丸棒状の試験片を得た。その後、外周面のロックウェルＣスケール硬さHRCをJIS-Z2245に規定された方法により測定した。また試験品からはJIS-Z2201に規定された４号試験片を、試験片の長手方向が一致するように切り出し、JIS-Z2241に規定された引張り試験を行った。靭性の評価は、棒鋼の長手方向と試験片の長手方向が一致するように切り出した、２mmＵノッチ試験片（JIS-Z2202記載）とし、JIS-Z2242に規定された方法によりシャルピー衝撃試験により実施した。
【００６４】
また、この棒鋼から26mmΦのすべり転動試験片を切りだし、表２に示す条件を用いて高周波焼入れを実施後、負荷応力3.4Gpaおよびすべり率40％の負荷条件での試験を実施した。
表２にこの結果を示す。
【００６５】
【表１】
2008144270.tif 000002
【００６６】
【表２】
2008144270.tif 000003
【００６７】
表２において、No.１は、Ｃ含有量が低く、また熱間加工温度が高いため、素材（非調質部）の強度が低い。また、高周波焼入部のすべり転動疲労寿命も短い。
No.３は、熱間加工後の冷却速度が低いため、析出Ｂ量が大きい値を示しており、そのため、非調質部における靭性が悪い。
No.４は、圧延終了温度が高いため、1000℃以下の総加工率が０％となっており、析出Ｂ量が大きい値を示しており、そのため、非調質部における靭性が悪い。
No.５は、冷間加工条件が本発明条件を満たしていないため、降伏比YRが低い。
No.８は、C含有量が高い鋼を用いているため、靭性が低い値を示しており、また、
降伏比YRが低い。
No.10は、Mo、Ｗのいずれをも含有していない鋼を用いているため、強度が低く、また高周波焼入部のすべり転動疲労寿命も短い。
No.25は、Tiが少なく、析出Ｂ量が大きい値を示すため非調質部の靭性が低い値になっている。No.27は、Ｂが添加されていないため、高周波部の靭性が低い値になっている。
【００６８】
これに対し、発明例は、素材特性（非調質まま部分）として、高靭性、高強度でかつ高降伏比である。ここで、No.2の発明例とNo.7の発明例とを比較すると、高周波焼入時の加熱温度を950℃以下と低く設定することにより、高周波焼入部の旧オーステナイトを微細化、かつ整粒とすることができ、高いすべり転動疲労寿命を示すことがわかる。
【図面の簡単な説明】
【００６９】
【図１】ステアリングラックバーの模式図であり、（ａ）は側面図を、（ｂ）はＡ−Ａ’断面図を示す。
【符号の説明】
【００７０】
１  ステアリングラックバー
２  ラック歯
【図１】
2008144270.tif 000004