转向齿条杆用轧制圆钢材以及转向齿条杆

摘要

一种转向齿条杆用轧制圆钢材，其具有如下的化学组成，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％、B：0.0005～0.0030％、Ti≤0.047％、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％、余量为Fe和杂质，杂质中的P≤0.030％、N≤0.008％且满足〔3.4N≤Ti≤3.4N+0.02〕，显微组织包含铁素体(F)、层状珠光体(LP)以及渗碳体(C)，在横截面，自表面至半径的1/2位置区域中F的平均粒径≤10μm、LP的面积率＜20％以及C内的球状渗碳体(SC)的个数≥4×105个/mm2、进而中心部中LP的面积率≥20％以及SC的个数＜4×105个/mm2，且在纵截面，自表面至半径的1/2位置区域的F的平均长宽比≥3。该钢材即便不进行调质处理也具有高母材韧性和良好的切削性。

说明书

技术领域

本发明涉及转向齿条杆(SteeringRackBar)用轧制圆钢材以及转向齿条 杆。

背景技术

汽车部件之中，转向装置中所使用的转向齿条杆(以下简称为“齿杆 (RackBar)”)为掌控汽车的行进方向并且显示具有连接左右两轮的骨架性 作用的重要部件，其破损时不能进行方向盘操作。因此，对于齿杆所使用的 钢材要求高可靠性。

需要说明的是，对于齿杆，以往在对中碳钢材的轧制圆钢材进行淬火回 火的调质处理之后、根据需要进行拉拔加工，然后通过切削加工进行打孔以 及切齿，对该齿型部进行高频淬火和回火来制造。需要说明的是，轧制圆钢 材意味着通过轧制将截面的形状加工为圆形的钢材，切齿意味着形成齿型 部。

并且，要求进行了高频淬火的齿杆在施加过大的负载时，不会发生高频 淬火层中产生的龟裂延伸至母材导致的断裂。

进而，齿杆在径向中心部的长度方向施加有深孔加工。

因此，对于用作齿杆的原材料的圆钢材要求良好的切削性以及抵抗龟裂 的进展的优异的母材冲击特性(母材韧性)。

作为这样的转向齿条杆中所使用的钢材，本发明人等提出例如如下所述 的钢材。

专利文献1中，公开了一种高频淬火用轧制钢材，其具有以质量％计包 含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％以下以及N：0.004～0.03％、余量为 Fe以及杂质，由[fn1＝C+(1/10)Si+(1/5)Mn+(5/22)Cr+1.65V-(5/7)S]的式子(其 中，式中的C、Si、Mn、Cr、V以及S分别表示各元素以质量％计的含量)表 示的fn1的值为1.20以下的化学成分，显微组织包含铁素体、层状珠光体以及 球状渗碳体，铁素体的平均晶体粒径为10μm以下、层状珠光体之中层间隔 为200nm以下的层状珠光体占显微组织的面积比例为20～50％并且球状渗碳 体的个数为4×10⁵个/mm²以上。

需要说明的是，该高频淬火用轧制钢材还可以包含选自Cu、Ni、Mo、 Ti、Nb以及V中的1种以上。

专利文献2中公开了一种高频淬火用轧制钢材，其具有以质量％计包含 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％以及N：0.004～0.03％、余量为Fe以 及杂质，满足由[Ceq＝C+(1/10)Si+(1/5)Mn+(5/22)Cr+1.65V-(5/7)S]的式子(其 中，式中的C、Si、Mn、Cr、V以及S分别表示各元素的以质量％计的含量) 表示的Ceq的值为1.20以下以及Si、Mn以及Cr的总含量为1.2～3.5％的化学成 分，显微组织包含铁素体、层状珠光体以及球状渗碳体，该铁素体的平均晶 体粒径为10μm以下，层状珠光体占显微组织的面积比例为20％以下(包含0％) 并且球状渗碳体的个数为6×10⁵个/mm²以上。

需要说明的是，该高频淬火用轧制钢材还可以包含选自Cu、Ni、Mo、 Ti、Nb以及V中的1种以上。

现有技术文献

专利文献

专利文献1:日本特开2011-214130号公报

专利文献2:日本特开2011-241466号公报

发明内容

发明要解决的问题

对于专利文献1以及专利文献2中提出的轧制钢材，对于进一步提高了用 于防止破损的母材韧性和用于加工深孔的切削性的转向齿条杆用轧制圆钢 材以及转向齿条杆的期望增大。

本发明的目标在于提供可以适宜地作为用于高频淬火的齿杆的原材料 的轧制圆钢材以及使用其的齿杆。本发明的目标在于，提供特别是即便不添 加昂贵的元素、并且即便不进行调质处理母材韧性以及切削性也优异的轧制 圆钢材以及使用其的齿杆。进而，提供能够在径向中心部的长度方向容易地 加工深孔的轧制圆钢材以及能够使产生的龟裂停留的齿杆。

需要说明的是，作为本发明目标的高母材韧性意味着在轧制钢材的状态 下使用JISZ2242(2005)中规定的带切口角度45゜、切口深度2mm以及切口底 半径0.25mm的V切口的宽10mm的标准试验片(以下，称为“V切口夏比冲击 试验片”)的夏比冲击试验中试验温度25℃下的冲击值为160J/cm²以上。使用 上述试验片的试验温度25℃下的冲击值若为160J/cm²以上，则在破损可能性 更高的环境下行驶例如坏路行驶时可以确保更进一步的安全性。

用于解决问题的方案

本发明人等为了解决前述的课题，对于用于在中碳钢中不进行调质处理 而得到高母材韧性、并且确保中心部良好的切削性的方法进行各种实验室中 的研究。

具体而言，首先，以包含铁素体和层状珠光体的显微组织为基准，研究 提高母材韧性的方法。其结果得到下述的见解。

(A)使铁素体微细、并且在与轧制方向平行的方向拉伸，进而，使层状 珠光体中的渗碳体为球状渗碳体、使层状珠光体不足特定的比例、并且使球 状渗碳体含有特定的量以上时，对于在与轧制方向垂直的截面进展的龟裂的 阻力变高，因此可以提高母材韧性。

接着，以包含铁素体和层状珠光体的显微组织为基准，调查组织对加工 深孔时的切削性的影响。其结果得到下述的见解。

(B)在显微组织中球状渗碳体的量过多时，切屑处理性变差，从而切削 阻力变高、切削性差。另一方面，包含特定的比例以上的层状珠光体并且将 球状渗碳体抑制为不足特定的量的组织的情况下，切屑处理性良好因此切削 阻力变低，因而切削性优异。

因此，进一步，为了提高母材韧性以及切削性，调查成分元素的影响。 其结果得到下述的见解。

(C)S与Mn键合形成MnS，在钢材的长度方向(与轧制方向平行的方向)上 拉伸、使韧性提高。并且，若含有特定量的S，则切屑处理性提高从而切削 阻力变低，因此切削性良好。

因此，基于上述(A)～(C)的见解，进一步进行详细的研究。其结果，得到 下述的重要见解。

(D)作为转向齿条杆用轧制圆钢材，需要用于防止破损的母材韧性的部 位为自圆钢材的表面至半径的1/2位置的区域。因此，显微组织包含铁素体、 层状珠光体以及渗碳体的轧制圆钢材的情况下，若将上述区域中的显微组织 制成包含微细且在与轧制方向平行的方向拉伸的铁素体、制限在特定的比例 以下的层状珠光体以及特定的量以上的球状渗碳体，则可以得到用于防止破 损的母材韧性。

(E)另一方面，在显微组织包含铁素体、层状珠光体以及渗碳体的轧制 圆钢材的中心部，若包含特定的比例以上的层状珠光体并且球状渗碳体不足 特定的量，则得到优异的切削性。

进而，本发明人等基于上述(A)～(E)的见解，为了进一步提高韧性，具体 而言，为了使轧制钢材的状态下使用V切口夏比冲击试验片的夏比冲击试验 中试验温度25℃下的冲击值为160J/cm²以上，调查了成分元素的影响。其结 果得到下述的见解。

(F)B通过强化晶界从而具有抑制高温时应变的释放、并且抑制高频淬火 时奥氏体晶界中的P以及S的偏析的作用。其结果韧性进一步提高。

本发明基于上述的见解而完成，其主旨在于下述示出的转向齿条杆用轧 制圆钢材以及转向齿条杆。

(1)一种转向齿条杆用轧制圆钢材，其具有下述化学组成：以质量％计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％、余量为Fe以及杂质，杂质中的P以及N为P：0.030％以下以及 N：0.008％以下，进而满足下述(1)式，3.4N≤Ti≤3.4N+0.02···(1)， 所述(1)式中的元素标记表示该元素以质量％计的含量，显微组织包 含铁素体、层状珠光体以及渗碳体，在与轧制方向垂直的截面，自表面至半 径的1/2位置的区域中铁素体的平均粒径为10μm以下、层状珠光体的面积率 不足20％并且渗碳体之中的球状渗碳体的个数为4×10⁵个/mm²以上，进而， 中心部中层状珠光体的面积率为20％以上并且渗碳体之中的球状渗碳体的 个数不足4×10⁵个/mm²，并且，在通过该圆钢材的中心线且与轧制方向平行 的截面中，自表面至半径的1/2位置的区域的铁素体的平均长宽比为3以上。

(2)根据上述(1)记载的转向齿条杆用轧制圆钢材，其中，以质量％计含有 选自Cu：0.05～1.0％、Ni：0.05～3.0％以及Mo：0.05～0.50％中的1种以上。

(3)根据上述(1)记载的转向齿条杆用轧制圆钢材，其中，以质量％计含有 选自Nb：0.010～0.10％以及V：0.01～0.30％中的1种以上。

(4)根据上述(1)记载的转向齿条杆用轧制圆钢材，以质量％计含有选自 Ca：0.0005～0.005％以及Pb：0.05～0.30％中的1种以上。

(5)一种转向齿条杆，其不进行调质地使用上述(1)～(4)中任一项记载的转 向齿条杆用轧制圆钢材。

“杂质”是指在工业上制造钢铁材料时从作为原料的矿石、废料或者制 造环境等混入的物质。

“球状渗碳体”是指长径L与短径W的比(L/W)为2.0以下的渗碳体。

“中心部”是指处于从中心至半径的1/4的距离的部位。

“不进行调质地使用”是指不进行淬火-回火的所谓“调质处理”来使 用。

发明的效果

本发明的转向齿条杆用轧制圆钢材不一定必须含有昂贵的V，并且，即 便不进行调质处理也具有在轧制圆钢材的状态下使用V切口夏比冲击试验片 的夏比冲击试验中试验温度25℃下的冲击值为160J/cm²以上的高母材韧性， 进而，具有为了对中心部加工深孔的良好的切削性，因此适宜用作转向齿条 杆的原材料。

此外，本发明的转向齿条杆可以通过不进行调质地使用上述转向齿条杆 用轧制圆钢材从而得到。

附图说明

图1为示意性地说明实施例1中从棒钢采取的V切口夏比冲击试验片的切 口方向的图。

图2为说明模拟自拉拔加工过的棒钢采取的实施例2的3点弯曲试验中 使用的转向齿条杆的试验片的形状的图。在图2中，图2的(a)为主视图(整 体图)、图2的(b)为侧视图、图2的(c)为齿形部的截面A-A中的扩大图。需 要说明的是，图2的(a)～(c)中的尺寸的单位为“mm”。

图3为示意性地说明实施例2中进行的3点弯曲试验的方法的图。

具体实施方式

以下，对于本发明的各要件进行详细地说明。需要说明的是，以下的说 明中的各元素含量的“％”表示“质量％”。

1.化学组成：

C：0.38～0.55％

C具有提高钢的强度、高频淬火性以及由高频淬火形成的硬化层的强度 的作用。然而，其含量不足0.38％时，不能得到基于前述作用的期望效果。 另一方面，C的含量超过0.55％时，母材韧性降低。因此，将C的含量设为 0.38～0.55％。需要说明的是，为了稳定地得到前述效果，C的含量优选设为 0.40％以上。此外，C的含量优选设为0.51％以下。

Si：1.0％以下

Si为脱氧元素，进而，为通过固溶强化提高铁素体的强度的元素。然而， Si的含量超过1.0％的情况下，切削性降低、难以加工深孔。因此，将Si的 含量设为1.0％以下。Si的含量优选设为0.8％以下。

需要说明的是，后述的Al也具有脱氧作用，因此对于Si的含量不需要特 别限定下限。然而，为了利用前述Si的固溶强化作用确实地进行强度确保， Si的含量优选设为0.03％以上、若设为0.10％以上则是进一步优选的。

Mn：0.20～2.0％

Mn与S键合形成MnS，具有通过提高切削性、尤其是加工深孔时的切 屑处理性从而降低切削阻力的作用，进而拉伸的MnS具有抑制龟裂进展从 而提高韧性的效果。此外，Mn是对于提高高频淬火性有效的元素、并且为 通过固溶强化提高铁素体的强度的元素。然而，Mn的含量不足0.20％的情 况下不能得到基于前述作用的期望效果。另一方面，超过2.0％而含有Mn 时，切削性降低、难以加工深孔。因此，将Mn的含量设为0.20～2.0％。需 要说明的是，为了将合金成本抑制为较低并且稳定地得到前述效果，Mn的 含量优选设为0.40％以上，此外，优选设为1.50％以下。

S：0.005～0.10％

S在本发明中为重要的元素。S与Mn键合形成MnS，具有通过提高切 削性、尤其是加工深孔时的切屑处理性从而降低切削阻力的作用，进而拉伸 的MnS具有抑制龟裂的进展从而提高韧性的效果。然而，S的含量不足 0.005％时，不能得到这样的效果。另一方面，S的含量变多，过多地形成 MnS时，相反使韧性降低。因此，将S的含量设为0.005～0.10％。需要说明 的是，S的含量优选设为0.010％以上、若设为0.015％以上则更优选。此外， S的含量优选设为0.08％以下。

Cr：0.01～2.0％

Cr对于提高高频淬火性是有效的元素、并且为通过固溶强化提高铁素体 的强度的元素，因此需要含有0.01％以上。然而，Cr的含量超过2.0％时， 切削性降低、难以加工深孔。因此，将Cr的含量设为0.01～2.0％。需要说明 的是，Cr的含量优选设为0.05％以上、若设为0.10％以上则更优选。此外， Cr的含量优选设为1.8％以下。

Al：0.003～0.10％

Al具有脱氧作用。然而，Al的含量不足0.003％的情况下不能得到基于 前述作用的期望效果。另一方面，Al的含量超过0.10％的情况下，高频淬火 性的降低变得显著、进而还导致母材韧性的劣化。因此，将Al的含量设为 0.003～0.10％。需要说明的是，Al的含量优选设为0.08％以下。另一方面， 为了稳定地得到Al的脱氧效果，Al的含量优选设为0.005％以上，若为0.010％ 以上则进一步优选。

B：0.0005～0.0030％

B具有通过强化晶界从而抑制高温时的应变释放、并且提高高频淬火性 的作用，进而具有抑制高频淬火时奥氏体晶界中的P以及S的偏析的作用， 作为其结果韧性进一步提高。对于上述效果，B的含量为0.0005％以上时是 显著的。然而，即便含有超过0.0030％的B，前述效果也饱和，只是增加成 本。因此，将B的含量设为0.0005～0.0030％。B的含量优选设为0.0010％以 上，此外，优选设为0.0020％以下。

Ti：0.047％以下

Ti优先与钢中的杂质元素N键合、固定N，从而抑制BN的形成，使B 以固溶B的形式存在。因此，Ti对于确保上述B的强化晶界的效果、提高 高频淬火性的效果、以及抑制高频淬火时奥氏体晶界中的P以及S的偏析的 效果是有效的元素。然而，Ti的含量超过0.047％时，导致母材韧性显著降 低。因此，将Ti的含量设为0.047％以下。

Cu：0～1.0％

Cu具有提高高频淬火性、提高母材韧性的作用，因此为了提高母材韧 性可以含有Cu。然而，Cu的含量超过1.0％时，切削性降低、难以加工深孔。 因此，将含有Cu的情况下的Cu量设为1.0％以下。需要说明的是，Cu的量 优选设为0.80％以下。

另一方面，为了稳定地得到前述的Cu的母材韧性提高效果，Cu的量优 选设为0.05％以上、若为0.10％以上则进一步优选。

Ni：0～3.0％

Ni具有提高高频淬火性、提高母材韧性的作用，因此为了提高母材韧性 可以含有Ni。然而，Ni的含量超过3.0％时，切削性降低、难以加工深孔。 因此，将含有Ni的情况下的Ni的量设为3.0％以下。需要说明的是，Ni的 量优选设为2.0％以下。

另一方面，为了稳定地得到前述的Ni的母材韧性提高效果，Ni的量优选 设为0.05％以上、若为0.10％以上则进一步优选。

Mo：0～0.50％

Mo具有提高高频淬火性、提高母材韧性的作用，因此为了提高母材韧 性也可以含有Mo。然而，Mo的含量超过0.50％的情况下切削性降低、难以 加工深孔。因此，将含有Mo的情况下的Mo的量设为0.50％以下。需要说 明的是，Mo的量优选设为0.40％以下。

另一方面，为了稳定地得到前述的Mo的母材韧性提高效果，Mo的量优 选设为0.05％以上、若为0.10％以上则进一步优选。

需要说明的是，上述的Cu、Ni以及Mo可以仅含有其中任一种或者复合 含有2种以上。需要说明的是，这些元素的总量即便为4.50％也没有关系，但 优选为3.20％以下。

Nb：0～0.10％

Nb与钢中的C或者N键合形成碳化物或者碳氮化物、具有使晶粒微细 化的作用。此外，Nb中也具有提高钢的强度的作用。然而，Nb的含量超过 0.10％时其效果饱和，不仅增加成本，而且导致韧性降低。因此，将含有Nb 的情况下的Nb的量设为0.10％以下。需要说明的是，Nb的量优选设为0.08％ 以下。

另一方面，为了稳定地得到Nb的晶粒微细化效果，Nb的量优选设为 0.010％以上、若为0.015％以上则进一步优选。

V：0～0.30％

V与钢中的C或者N键合、形成碳化物或者碳氮化物，具有使晶粒微 细化的作用。此外，V也具有提高钢的强度的作用。然而，V的含量超过0.30％ 时该效果饱和，不仅增加成本而且导致韧性降低。因此，将含有V的情况下 的V的量设为0.30％以下。需要说明的是，V的量优选设为0.25％以下。

另一方面，为了稳定地得到V的晶粒微细化效果，V的量优选设为0.01％ 以上，若为0.02％以上则进一步优选。

需要说明的是，可以仅含有上述的Nb以及V之中的任一种、或者复合含 有2种。需要说明的是，这些元素的总量即便为0.40％也没有关系，优选设为 0.33％以下。

Ca：0～0.005％

Ca具有提高钢的切削性的作用。因此，根据需要，可以含有Ca。然而， Ca的含量超过0.005％时，导致热加工性降低、制造性降低。因此，将含有 Ca的情况下的Ca的量设为0.005％以下。Ca的量优选设为0.0035％以下。

另一方面，为了稳定地得到前述的Ca的切削性提高效果，Ca的量期望设 为0.0005％以上。

Pb：0～0.30％

Pb与Ca同样地也具有提高钢的切削性的作用。因此，根据需要，可以 含有Pb。然而，Pb的含量超过0.30％时，前述的切削性提高效果饱和、热 加工性过度地降低、制造困难。因此，将含有Pb的情况下的Pb的量设为 0.30％以下。

另一方面，为了稳定地得到前述的Pb的切削性提高效果，Pb的量期望设 为0.05％以上。

需要说明的是，可以仅含有上述的Ca以及Pb中的任一种或者复合含有2 种。这些元素的总量优选为0.30％以下。

对于本发明的转向齿条杆用轧制圆钢材的化学组成，余量为Fe以及杂 质，杂质中的P以及N为P：0.030％以下以及N：0.008％以下，进而满足下式。

3.4N≤Ti≤3.4N+0.02···(1)

P：0.030％以下

P在钢中以杂质的方式而含有，引起晶界偏析以及中心偏析、导致母材 韧性降低，尤其是，其含量超过0.030％时，母材韧性的降低变得显著。因 此，将P的含量设为0.030％以下。需要说明的是，P的含量优选设为0.020％ 以下。

N：0.008％以下

N在钢中也作为杂质而含有。N与B的亲和力大，与钢中的B键合形成 BN的情况下，不能期待基于含有B的强化晶界的效果、提高高频淬火性的 效果、以及抑制高频淬火时奥氏体晶界中的P以及S的偏析的效果。尤其是， N的含量多至超过0.008％时，不能得到基于上述含有B的效果。因此，将 N的含量设为0.008％以下。

3.4N≤Ti≤3.4N+0.02

本发明所述的转向齿条杆用轧制圆钢材必须满足下式：

3.4N≤Ti≤3.4N+0.02···(1)。

如上所述，上述的(1)式中的元素标记意味着该元素以质量％计的含量。

这是由于，即便Ti以及N的含量例如处于上述范围，在Ti的含量不足 〔3.4N〕的情况下，基于Ti的钢中的N固定不充分、N与B键合而形成BN， 因此不能充分地表现出上述的B的效果，另一方面，Ti的含量超过 〔3.4N+0.02〕时，不能避免母材的韧性降低。

2.显微组织：

本发明的轧制圆钢材的显微组织包含铁素体、层状珠光体以及渗碳体， 在与轧制方向垂直的截面中，自表面至半径的1/2位置区域中铁素体的平均 粒径为10μm以下、层状珠光体的面积率不足20％并且渗碳体之中的球状 渗碳体的个数为4×10⁵个/mm²以上，进而，中心部中层状珠光体的面积率 为20％以上并且渗碳体之中的球状渗碳体的个数不足4×10⁵个/mm²，并且， 在通过该圆钢材的中心线且与轧制方向平行的截面中，自表面至半径的1/2 位置区域的铁素体的平均长宽比必须为3以上。

本发明的轧制圆钢材的情况下在与轧制方向垂直的截面中，自表面至半 径的1/2位置区域中铁素体的平均粒径超过10μm的情况下，难以得到作为目 标的母材韧性。因此，将上述铁素体的平均粒径设为10μm以下。需要说明 的是，上述铁素体的平均粒径优选为8μm以下。

上述铁素体的平均粒径极小时，在实现基于晶粒微细化的强化上优选， 但为了形成亚微米级的晶粒，需要特殊的加工条件或者设备，在工业上难以 实现。因此，作为工业上可以实现的尺寸的上述铁素体的平均粒径的下限为 1μm左右。

需要说明的是，上述的与轧制方向垂直的截面中自表面至半径的1/2位 置区域中铁素体的平均粒径例如如下求出：分别求出距轧制圆钢材的表面 1mm的位置、距表面为半径的1/4位置(以下，称为“R/4位置”。其中，“R” 是指轧制圆钢材的半径，以下也同样)以及距表面为半径的1/2位置(以下，称 为“R/2位置”)这3个位置的铁素体粒径之后,对该3个位置的铁素体粒径进行 算术平均从而求出即可。

此外，本发明的轧制圆钢材的情况下，在与轧制方向垂直的截面中，自 表面至半径的1/2位置区域的层状珠光体的面积率为20％以上时，导致母材韧 性降低。因此，将上述层状珠光体的面积率规定为不足20％。上述层状珠光 体的面积率优选为15％以下、也可以为0％。

需要说明的是，上述的与轧制方向垂直的截面中自表面至半径的1/2位 置区域的层状珠光体的面积率例如如下求出：分别求出距轧制圆钢材的表面 1mm的位置、R/4位置以及R/2位置这3个位置的层状珠光体的面积率之后， 对该3个位置的层状珠光体的面积率进行算术平均从而求出即可。

进而，本发明的轧制圆钢材的情况下，在与轧制方向垂直的截面中自表 面至半径1/2位置区域的球状渗碳体的个数低于4×10⁵个/mm²时，导致母材韧 性降低。因此，将上述球状渗碳体的个数设为4×10⁵个/mm²以上。上述球状 渗碳体的个数优选为5.0×10⁵个/mm²以上，此外，优选为1.0×10¹²个/mm²以 下。

需要说明的是，上述的与轧制方向垂直的截面中自表面至半径的1/2位 置区域的球状渗碳体的个数例如如下求出：分别求出距轧制圆钢材的表面 1mm的位置、R/4位置以及R/2位置这3个位置的球状渗碳体的个数之后，对 该3个位置的球状渗碳体的个数进行算术平均从而求出即可。

进而，本发明的转向齿条杆用轧制圆钢材的情况，在与轧制方向垂直的 截面中中心部的层状珠光体的面积率不足20％的情况下，韧性变高、切屑处 理性降低、即切削阻力变高、切削性降低。因此，将上述层状珠光体的面积 率规定为20％以上。上述层状珠光体的面积率优选为25％以上，此外，优选 为80％以下。如上所述，“中心部”是指处于自中心至半径的1/4距离的部位。

需要说明的是，上述的与轧制方向垂直的截面中中心部的层状珠光体的 面积率例如如下求出：分别求出距轧制圆钢材的表面为半径的3/4位置(以下， 称为“3R/4位置”)以及中心这2个位置的层状珠光体的面积率之后，对该2 个位置的层状珠光体的面积率进行算术平均从而求出即可。

本发明的轧制圆钢材的情况，在与轧制方向垂直的截面中中心部的球状 渗碳体的个数为4×10⁵个/mm²以上的情况下，韧性变高、切屑处理性降低、 切削阻力变高，导致切削性降低。因此，将上述球状渗碳体的个数规定为不 足4×10⁵个/mm²。上述球状渗碳体的个数可以为0个/mm²、优选为1×10²个 /mm²以上，此外，优选为3×10⁵个/mm²以下。

需要说明的是，上述的与轧制方向垂直的截面中中心部的球状渗碳体的 个数例如如下求出：分别求出轧制圆钢材的3R/4位置以及中心这2个位置的 球状渗碳体的个数之后，对该2个位置的球状渗碳体的个数进行算术平均从 而求出即可。

本发明的轧制圆钢材的情况下在通过该圆钢材的中心线且与轧制方向 平行的截面中自表面至半径的1/2位置区域中铁素体的平均长宽比不足3的情 况下，在与轧制方向垂直的截面龟裂容易发展、导致韧性降低。因此，将上 述铁素体的长宽比设为3以上。上述铁素体的平均长宽比优选为4以上、此外、 优选为45以下。

需要说明的是，上述的通过圆钢材的中心线且与轧制方向平行的截面中 的铁素体的平均长宽比例如如下求出：分别求出距轧制圆钢材的表面1mm位 置、R/4位置以及R/2位置这3个位置的铁素体的平均长宽比之后，对该3个位 置的铁素体的平均长宽比进行算术平均从而算出即可。

上述的本发明的轧制圆钢材的显微组织可以通过对具有如上所述的化 学组成的被轧制材料进行例如如下所述的热轧、冷却从而得到。

作为热轧方法，具备2个以上轧制工序的全连续式热轧方法适于制造本 发明的转向齿条杆用轧制圆钢材。因此，以下的说明以基于上述的全连续式 热轧方法的轧制(以下，仅称为“全连续式热轧”)为基础来进行。

将具有如上所述的化学组成的被轧制材料加热至670～880℃的温度区域 之后，开始全连续式热轧。

加热温度高于880℃时容易释放应变，存在在与轧制方向垂直的截面中 自表面至半径的1/2位置区域中铁素体平均粒径、层状珠光体面积率以及球状 渗碳体个数之中的1者以上偏离前述“2.显微组织”的项目中所述的条件的情 况。此外，加热温度低于670℃时，存在在前述的截面中中心部中层状珠光 体面积率以及球状渗碳体个数之中的1个以上偏离前述的显微组织条件的情 况。

因此，优选将具有如上所述的化学组成的被轧制材料加热至670～880℃ 的温度区域之后开始全连续式热轧。

需要说明的是，在热轧前进行的上述的670～880℃温度区域的加热中， 不仅使被轧制材料(原材料)的温度上升至规定的区域，而且使原材料的截面 内温度均匀，因此有时进行长时间的加热处理，此时，存在在原材料表面产 生铁素体脱碳的情况。因此，为了抑制上述铁素体脱碳，上述温度区域的加 热时间优选设为3小时以下。

在加热至上述温度区域之后实施的全连续式热轧满足下述的条件〔1〕 以及〔2〕即可。

〔1〕被轧制材料的表面温度为500～820℃，并且650～820℃的温度范围 的累积截面减少率为30％以上、进而500℃以上且不足650℃的温度范围的累 积截面减少率为35％以上。其中，上述“被轧制材料的表面温度”不包含后 述的中间冷却工序中的被轧制材料的表面温度。

〔2〕将“v(m/s)”设为全连续式热轧终止时即在最终的轧制机出口侧的 被轧制材料速度(以下，称为“最终速度”)，将“Rd(％)”设为全连续式热 轧的总截面减少率，将“T(℃)”设为被轧制材料的加热温度，由下述表示的 fn(1)式满足0以上。

fn(1)＝v·Rd/100-(1000-T)/100

其中，“总截面减少率”是指将全连续式热轧中的被轧制材料的轧制前 的截面积设为A₀、将从精轧机出来之后的截面积设为A_f时，由{(A₀-A_f)/A₀} ×100的式子求出的值(％)。

对于〔1〕，在轧制时被轧制材料的表面温度超过820℃时，容易释放应 变，存在在与轧制方向垂直的截面中自表面至半径的1/2位置区域中铁素体平 均粒径、层状珠光体面积率以及球状渗碳体个数之中的1者以上偏离前述“2. 显微组织”的项中所述的条件的情况。此外，上述的温度低于500℃时，轧 机负载显著变高、并且在轧制时容易产生裂纹。因此，轧制时的被轧制材料 的表面温度优选为500～820℃。

进而，650～820℃的温度范围的累积截面减少率低于30％时，存在在与 轧制方向垂直的截面中自表面至半径的1/2位置区域中铁素体平均粒径、层状 珠光体面积率以及球状渗碳体个数之中的1者以上偏离前述的显微组织条件 的情况。对于上述650～820℃的累积截面减少率的上限，为了防止大量增设 生产线而设为99.5％左右。

此外，500℃以上且不足650℃的温度范围的累积截面减少率低于35％ 时，存在通过被轧制材料的中心线且与轧制方向平行的截面中自表面至半径 的1/2位置区域中铁素体的平均长宽比以及在与轧制方向垂直的截面中自表 面至半径的1/2位置区域的球状渗碳体个数之中的1者以上偏离前述的显微组 织条件的情况。对于500℃以上且不足650℃的累积截面减少率的上限，为了 防止大量增设生产线，因此设为80％左右。

〔2〕为为了将与轧制方向垂直的截面中的中心部的显微组织设为如前 述“2.显微组织”项中所述的显微组织而根据经验所得到的式子。fn(1)不足0 时，存在在与轧制方向垂直的截面中中心部中层状珠光体的面积率以及球状 渗碳体的个数之中的1者以上偏离前述的显微组织条件的情况。

在轧制本发明中的齿杆用轧制圆钢材时，可以在途中工序进行水冷等中 间冷却。需要说明的是，在中间冷却工序中，被轧制材料的表面温度有时会 暂时低于500℃。然而，即便为通过该冷却被轧制材料的表面温度低于500℃ 的情况，若在利用被轧制材料内部的显热而恢复至500℃以上的温度之后开 始接下来的轧制工序，则也不存在由于冷却而使被轧制材料的表面温度暂时 低于500℃的影响。此外，被轧制材料的未相变奥氏体相变为马氏体、贝氏 体这样的硬质相时，存在不能得到本发明中规定的显微组织的情况。为了防 止这种情况，期望中间冷却工序为在被轧制材料的表面温度暂时低于500℃ 之后到恢复至500℃以上的温度的时间Δt为10秒以下的冷却。进而，以基于 更稳定的全连续式热轧的制造为目标，优选为Δt为8秒以下的中间冷却工序。

如上所述，进行全连续式热轧，加工为规定的形状之后，可以对于到 500℃为止的温度区域以表面的冷却速度为0.5～200℃/s的条件进行最终冷 却。

全连续式热轧终止后，上述温度区域中表面的冷却速度不足0.5℃/s时， 存在在与轧制方向垂直的截面中中心部中层状珠光体的面积率以及球状渗 碳体的个数之中的1者以上偏离前述“2.显微组织”的项中所述的条件的情况， 另一方面，表面的冷却速度若超过200℃/s，则存在未相变的奥氏体相变为马 氏体、贝氏体这样的硬质相的情况。

以下，利用实施例更详细地说明本发明。

实施例

(实施例1)

准备由具有表1中示出的化学组成的钢A～Z形成的方钢坯(160mm见方 且长度为10m)。

[表1]

将前述的方钢坯利用具备冷却设备的全连续式热轧生产线、以表2中示 出的试验编号1～34所示的条件轧制为直径34mm的棒钢。具体而言，用粗轧 机列加工至直径60mm、并用中间轧制机列加工至直径50mm之后，用精轧机 列加工至直径34mm的棒钢，进行“总截面减少率：Rd”为96.4％的热轧。

·粗轧机列：由8台轧制机构成、

·中间轧制机列：由4台轧制机构成、

·精轧机列：由4台轧制机构成、

·冷却带：在粗轧机列的第8台轧制机与中间轧制机列的第1台轧制机 之间以及、中间轧制机列的第4台轧制机与精轧机列的第1台轧制机之间设 置。

需要说明的是，使用辐射温度计测定轧制时的被轧制材料的表面温度以 及全连续式热轧终止后的冷却过程中的被轧制材料的表面温度，并且测定从 中间的冷却工序后到之后的轧制工序开始时的时间Δt’。

全连续式热轧终止后即利用精轧机列的第4台轧制机的轧制终止之后， 在大气中放置冷却、或改变风冷等冷却介质从而控制冷却速度，最终冷却至 500℃。需要说明的是，之后的冷却在大气中进行放置冷却。

在表2中，将粗轧机列、中间轧制机列以及精轧机列分别标记为“粗列”、 “中间列”以及“精轧列”。

需要说明的是，表2中记载的粗列、中间列以及精轧列栏中的“入温度” 和“出温度”分别为使用辐射温度计测定的、被轧制材料即将进入粗列、中 间列以及精轧列之前、和被轧制材料刚刚从粗列、中间列以及精轧列出来之 后的时刻的被轧制材料的表面温度，轧制后至500℃的冷却速度通过使用辐 射温度计测定的上述被轧制材料的表面温度和至500℃为止的冷却时间而求 出。

需要说明的是，对于试验编号1～34，从中间的冷却工序后到之后的轧制 工序开始时的时间Δt’均为8秒以下。

[表2]

进而，如上所述，对于所得到的各棒钢，用下面示出的方法调查显微组 织、拉伸特性、冲击特性以及切削性。

从直径34mm的各棒钢切取长度为20mm的试验片，分别以这些试验片的 与轧制方向垂直的截面以及通过中心线且与轧制方向平行的截面作为检测 面埋入到树脂中进行镜面研磨。

对于与轧制方向垂直的截面，首先，用3％硝酸乙醇(nital)腐蚀使显微组 织显现、用扫描型电子显微镜(以下称为“SEM”)观察进行相的识别并且调 查铁素体的平均粒径以及层状珠光体的面积率。

具体而言，对于自表面至半径的1/2位置区域的显微组织，使用倍率为 2000倍的SEM对距表面1mm的位置、距表面4.25mm的位置(R/4位置)以及距 表面8.5mm的位置(R/2位置)计3个位置的组织进行如下观察：在每个位置在 圆周方向上间隔90°各观察计4个视野总计12个视野，进行构成显微组织的 相的识别，并且使用该拍摄图像利用图像解析软件求出铁素体的平均粒径以 及层状珠光体的面积率。同样地，对于中心部的显微组织，使用倍率为2000 倍的SEM对距表面12.75mm的位置(3R/4位置)以及中心位置的计2个位置的 组织进行如下观察：对于3R/4位置以在圆周方向上间隔90°观察4个视野、 对于中心位置观察1个视野总计5个视野，进行构成显微组织的相的识别、并 且使用该拍摄图像利用图像解析软件求出铁素体的平均粒径以及层状珠光 体的面积率。

接着，再次镜面研磨上述的用硝酸乙醇腐蚀的试样之后，用苦味酸乙醇 (picral)腐蚀、用SEM观察，分别对于自表面至半径1/2位置区域以及中心部、 调查平均1mm²面积的球状渗碳体的个数。即，对于自表面至半径的1/2位置 区域，使用将倍率为5000倍的SEM对上述的距表面1mm的位置、R/4位置以 及R/2位置的计3个位置的组织进行如下观察：在每个位置在圆周方向上间隔 90°各观察计4个视野总计12个视野，使用该拍摄图像、利用图像解析软件 分别测定各渗碳体的长径L和短径W，计数L/W为2.0以下的渗碳体、即球状 渗碳体的个数，算出最终每1mm²面积的球状渗碳体的个数(个/mm²)。同样地， 对于中心部，使用倍率为5000倍的SEM对上述的3R/4位置以及中心位置的计 2个位置的组织进行如下观察：对于3R/4位置在圆周方向上间隔90°观察计4 个视野、对于中心位置观察1个视野的总计5个视野，使用该拍摄图像利用图 像解析软件算出每1mm²面积的球状渗碳体的个数。

另一方面，对于通过中心线且与轧制方向平行的截面，镜面研磨后，进 而进行电解研磨，利用电子背散射图像法(以下，称为“EBSD”)进行观察。

具体而言，对于自表面至半径的1/2位置区域的显微组织，利用EBSD观 察上述的距表面1mm的位置、R/4位置以及R/2位置的计3个位置的组织，测 定铁素体的取向，将15°以上的取向差作为晶界进行图像解析从而求出铁素 体的平均长宽比。

对于拉伸特性，以直径34mm的各棒钢的R/4位置为试验片的中心轴的方 式取样JISZ2241(2011)所规定的14A号试验片(其中，平行部直径：4mm)， 将标点距离设为20mm，在室温下实施拉伸试验、求出拉伸强度(MPa)。

对于冲击特性，如图1中示意性地示出那样，以切口的方向为表面、直 径34mm的各棒钢的R/4位置正好成为切口底位置的方式，取样如上所述的V 切口夏比冲击试验片，在25℃下实施夏比冲击试验，求出冲击值(J/cm²)。

对于切削性，将直径34mm的各棒钢切断为长度170mm之后，使用直径 8.0mm的枪钻，在下述的条件下，测定以与轧制方向垂直的截面的中心为基 准在轧制方向上进行深孔加工至深度150mm时的扭矩，从而评价切削阻力。

·转速：2300rpm、

·进给量：0.05mm/rev、以及

·给油压力：5MPa。

需要说明的是，如上所述，母材韧性的目标为冲击值为160J/cm²以上。 对于切削性的目标，作为切削阻力的指标的扭矩设为300N·cm以下。

表3中示出上述的各调查结果。需要说明的是，表3中，“与轧制方向垂 直的截面”以及“通过圆钢材的中心线且与轧制方向平行的截面”分别标记 为“横截面”以及“纵截面”。表3的“评价”栏中的“○”标记是指全部冲 击特性以及切削性的目标均满足，另一方面，“×”标记是指上述目标的至 少一者未达成。

[表3]

由表3明确：满足本发明中规定的化学组成和显微组织的条件的试验编 号1～17的棒钢的情况，其评价为“○”，具有作为目标的特性(使用V切口夏 比冲击试验片的夏比冲击试验中的试验温度25℃下的冲击值为160J/cm²以上 的优异的母材韧性以及利用枪钻进行深孔加工时的扭矩为300N·cm以下的 优异的切削性)而不用进行调质处理。

与之相对，明确本发明中规定的化学组成和显微组织的条件的至少一者 偏离的试验编号18～34的棒钢的情况，其评价为“×”，未得到作为目标的特 性、不能省略调质处理。

即，试验编号18的情况，使用的钢R的Si含量高达1.25％，高于本发明中 规定的值。因此，利用枪钻进行深孔加工时的扭矩高达345N·cm。

试验编号19的情况，使用的钢S的Mn含量高达2.31％，高于本发明中规 定的值。因此，利用枪钻进行深孔加工时的扭矩高达325N·cm。

试验编号20的情况，使用的钢T的C含量高达0.62％，高于本发明中规定 的值。因此，V切口夏比冲击值低至105J/cm²。

试验编号21的情况，使用的钢U的Cr含量高达2.41％，高于本发明中规 定的值。因此，利用枪钻进行深孔加工时的扭矩高达340N·cm。

试验编号22的情况，使用的钢V不含B，偏离本发明中规定的化学组成 并且与轧制方向垂直的截面中的自表面至半径的1/2位置区域中铁素体的平 均粒径、层状珠光体的面积率以及球状渗碳体的个数分别为11.8μm、22.1％ 以及2.1×10⁵个/mm²，偏离本发明中规定的范围。因此，V切口夏比冲击值 低至110J/cm²。

试验编号23的情况，使用的钢W的N含量高达0.012％，高于本发明中规 定的值，并且与轧制方向垂直的截面中的自表面至半径的1/2位置区域中铁素 体的平均粒径以及球状渗碳体的个数分别为11.2μm以及3.8×10⁵个/mm²，偏 离本发明中规定的范围。因此，V切口夏比冲击值低至115J/cm²。

试验编号24的情况，使用的钢X的Ti含量高达0.057％，高于本发明中规 定的值。因此，V切口夏比冲击值低至145J/cm²。

试验编号25的情况，使用的钢Y的Ti含量低于作为(1)式的下限的〔3.4N〕， 偏离本发明中规定的条件、并且与轧制方向垂直的截面中的自表面至半径的 1/2位置区域中铁素体的平均粒径、层状珠光体的面积率以及球状渗碳体的个 数分别为12.1μm、20.2％以及2.9×10⁵个/mm²偏离本发明中规定的范围。因 此，V切口夏比冲击值低至110J/cm²。

试验编号26的情况，使用的钢Z的Ti含量高于作为(1)式的上限的 〔3.4N+0.02〕，偏离本发明中规定的条件。因此，V切口夏比冲击值低至 130J/cm²。

试验编号27～31的情况，使用的钢B的化学组成满足本发明中规定的条 件，但显微组织偏离本发明中规定的范围。因此，冲击特性以及切削性中的 任一者未达成目标。

具体而言，试验编号27的情况，与轧制方向垂直的截面中的自表面至半 径的1/2位置区域中铁素体的平均粒径、层状珠光体的面积率以及球状渗碳体 的个数分别为14.1μm、32.8％、以及4.0×10⁴个/mm²，偏离本发明中规定的 范围。因此，V切口夏比冲击值低至105J/cm²。

试验编号28的情况，通过中心线且与轧制方向平行的截面中的自表面至 半径的1/2位置区域中铁素体的平均长宽比为1.9，偏离本发明中规定的范围。 因此，V切口夏比冲击值低至115J/cm²。

试验编号29的情况，在与轧制方向垂直的截面中，中心部中层状珠光体 的面积率以及球状渗碳体的个数分别为14.1％以及5.1×10⁵个/mm²，偏离本 发明中规定的范围。因此，利用枪钻进行深孔加工时的扭矩高达320N·cm。

试验编号30的情况，在与轧制方向垂直的截面中的自表面至半径的1/2 位置区域的球状渗碳体的个数为3.3×10⁵个/mm²并且通过中心线且与轧制方 向平行的截面中的自表面至半径的1/2位置区域中铁素体的平均长宽比也为 1.6，偏离本发明中规定的范围。因此，V切口夏比冲击值低至110J/cm²。

试验编号31的情况，在与轧制方向垂直的截面中，中心部中层状珠光体 的面积率以及球状渗碳体的个数分别为17.2％以及6.1×10⁵个/mm²，偏离本 发明中规定的范围。因此，利用枪钻进行深孔加工时的扭矩高达335N·cm。

试验编号32～34的情况，使用的钢K、钢M以及钢P的化学组成虽然满足 本发明中规定的条件，但显微组织偏离本发明中规定的范围。因此，冲击特 性以及切削性之中1者以上未达成目标。

具体而言，试验编号32的情况，通过中心线且与轧制方向平行的截面中 的自表面至半径的1/2位置的区域的铁素体的平均长宽比为1.3，偏离本发明 中规定的范围。因此，V切口夏比冲击值低至105J/cm²。

试验编号33的情况，在与轧制方向垂直的截面中，中心部中层状珠光体 的面积率以及球状渗碳体的个数分别为14.5％以及5.2×10⁵个/mm²，偏离本 发明中规定的范围。因此，利用枪钻进行深孔加工时的扭矩高达370N·cm。

试验编号34的情况，通过中心线且与轧制方向平行的截面中的自表面至 半径的1/2位置区域中铁素体的平均长宽比为2.6，偏离本发明中规定的范围。 因此，V切口夏比冲击值低至115J/cm²。需要说明的是，本试验编号中，用 粗列以及精轧列实施650～820℃下的轧制，对于此时的累积截面减少率，以 〔(用粗列的截面减少率)+(100％-即将进入精轧列之前的截面减少率)×精轧 列的截面减少率〕的方式算出。

(实施例2)

使用实施例1中得到的试验编号2、试验编号11、试验编号13、试验编 号16、试验编号20、试验编号28、试验编号32以及试验编号34的直径34mm 的棒钢、制作模拟齿杆的试验片。

首先，对直径34mm的棒钢进行喷丸处理，去除表面氧化皮，然后，以 对表面赋予润滑油的状态进行拉拔加工为直径31mm。

接着，将上述的拉拔材加工为图2中示出的模拟转向齿条杆的试验片。

进而，以相当于齿杆的齿底的部位的硬化层深度(以维氏硬度计为450的 距表面的深度)为1mm的方式，调整各种高频淬火的条件，进行高频淬火。 然后，以防止高频淬火后的裂纹为目标，在180℃下进行2小时的回火处理。

接着，使用在上述的高频淬火后进行了回火的试验片，如图3所示，以 支点间距离180mm、按压速度1.0mm/min进行3点弯曲试验，取“负载-冲程(按 压距离)曲线”，将最大负载即产生龟裂、负载变动时的负载设为“龟裂发生 负载”。

接着，使3点弯曲试验后的试验片强制断裂之后，对其的断裂面进行外 观拍摄，利用图像解析处理对于全截面求出在弯曲试验时进展的龟裂面积 率，评价龟裂进展阻力。需要说明的是，防止破损特性以在上述弯曲试验时 进展的龟裂面积率为30％以下为目标。

表4中示出上述的各调查结果。需要说明的是，表4的“评价”栏中的“○” 标记是指满足在弯曲试验时进展的龟裂面积率为30％以下的目标，另一方 面，“×”标记是指不能满足上述的目标。

[表4]

表4

由表4明确，使用满足本发明中规定的化学组成和显微组织的条件的试 验编号2、试验编号11、试验编号13以及试验编号16的棒钢的试验编号35～38 的情况，其评价为“○”，具有也不进行调质处理在3点弯曲试验时进展的龟 裂的面积率为30％以下的优异的特性。

与之相对，使用试验编号20的棒钢的试验编号39的情况，如表3所示， 其V切口夏比冲击值低至105J/cm²，因此在3点弯曲试验中进展的龟裂的面积 率也高达80％，防止破损特性低。

同样地，使用试验编号28的棒钢的试验编号40的情况，如表3所示，其V 切口夏比冲击值低至115J/cm²，因此在3点弯曲试验中进展的龟裂的面积率也 高达65％，防止破损特性低。

使用试验编号32的棒钢的试验编号41的情况，如表3所示，其V切口夏比 冲击值低至105J/cm²，因此在3点弯曲试验中进展的龟裂的面积率也高达 70％，防止破损特性低。

使用试验编号34的棒钢的试验编号42的情况，如表3所示，其V切口夏比 冲击值低至115J/cm²，因此在3点弯曲试验中进展的龟裂的面积率也高达 60％，防止破损特性低。

产业上的可利用性

本发明的转向齿条杆用轧制圆钢材不一定必须含有昂贵的V，并且，即 便不调质处理，也具有在轧制圆钢材的状态下使用V切口夏比冲击试验片的 夏比冲击试验中的试验温度25℃下的冲击值也为160J/cm²以上的高母材韧 性，进而，具有用于在中心部加工深孔的良好的切削性，因此适宜用作转向 齿条杆的原材料。

此外，本发明的转向齿条杆可以通过对上述转向齿条杆用轧制圆钢材不 进行调质地使用从而得到。