转向齿条杆用轧制圆钢材以及转向齿条杆的制作方法
转向齿条杆用轧制圆钢材以及转向齿条杆的制作方法
【技术领域】
[000?]本发明涉及转向齿条杆(Steering Rack Bar)用乳制圆钢材以及转向齿条杆。
【背景技术】
[0002] 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(Rack Bar)"） 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。
[0003] 需要说明的是，对于齿杆，以往在对中碳钢材的乳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，乳制圆钢材意味着通过乳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。
[0004] 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。
[0005] 进而，齿杆在径向中心部的长度方向施加有深孔加工。
[0006] 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）。
[0007] 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。
[0008] 专利文献1中，公开了一种高频淬火用乳制钢材，其具有以质量％计包含C:0.38~ 0.55%、51:1.0%以下、]?11:0.20~2.0%、？:0.020%以下、5 :0.10%以下、0:0.10~2.0%、 △1:0.10%以下以及10.004~0.03%、余量为卩6以及杂质，由[^11=0+(1/10)51+(1/5)]?11+ (5/22)0+1.65￥-(5/7)3]的式子(其中，式中的(：、3^11、0、￥以及3分别表示各元素以质 量％计的含量)表示的fnl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ΙΟμπι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4X10 5个/mm2以 上。
[0009] 需要说明的是，该高频淬火用乳制钢材还可以包含选自Cu、Ni、Mo、T i、Nb以及V中 的1种以上。
[0010] 专利文献2中公开了一种高频淬火用乳制钢材，其具有以质量％计包含C:0.38~ 0.55%、51:1.0%以下、]?11 :0.20~2.0%、？:0.020%以下、5:0.10%以下、0:0.10~2.0%、 Α1:0·010~0.10%以及队0.004~0.03%、余量为？6以及杂质，满足由[069 = 0+(1/10)51+ (1/5)厘11+(5/22)0+1.65￥-(5/7)3]的式子(其中，式中的(：、3^11、(>、￥以及3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、Μη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10M1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 X 105个/mm2以上。
[0011 ] 需要说明的是，该高频淬火用乳制钢材还可以包含选自Cu、Ni、Mo、T i、Nb以及V中 的1种以上。
[0012]现有技术文献 [0013]专利文献
[0014] 专利文献1:日本特开2011-214130号公报 [0015] 专利文献2:日本特开2011-241466号公报
【发明内容】
[0016] 发明要解决的问题
[0017] 对于专利文献1以及专利文献2中提出的乳制钢材，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乳制圆钢材以及转向齿条杆的期 望增大。
[0018] 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乳制圆 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乳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乳制圆钢材以及能够使产生的龟裂停留 的齿杆。
[0019] 需要说明的是，作为本发明目标的高母材韧性意味着在乳制钢材的状态下使用 JIS Z 2242(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l〇mm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°C下的冲击值为160J/cm 2以上。使用上述试验片的试验温度25°C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。
[0020] 用于解决问题的方案
[0021] 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。
[0022]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。
[0023] (A)使铁素体微细、并且在与乳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，对于在与乳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。 [0024]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。
[0025] (B)在显微组织中球状渗碳体的量过多时，切肩处理性变差，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，切肩处理性良好因此切削阻力变低，因而切削性优异。
[0026]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。
[0027] (C)S与Μη键合形成MnS，在钢材的长度方向（与乳制方向平行的方向）上拉伸、使韧 性提高。并且，若含有特定量的S，则切肩处理性提高从而切削阻力变低，因此切削性良好。
[0028]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。
[0029] (D)作为转向齿条杆用乳制圆钢材，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 的乳制圆钢材的情况下，若将上述区域中的显微组织制成包含微细且在与乳制方向平行的 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。
[0030] (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乳制圆钢材的中 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。
[0031] 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 了使乳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°C下的冲 击值为160J/cm 2以上，调查了成分元素的影响。其结果得到下述的见解。
[0032] (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。
[0033] 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乳制圆钢材 以及转向齿条杆。
[0034] (1)-种转向齿条杆用乳制圆钢材，其具有下述化学组成：以质量％计(：:0.38~ 0.55%、Si:1.0%WT、Mn:0.20~2.0%、S:0.005~0.10%、Cr :0.01~2.0%、Al:0.003~ 0· 10%、Β:0·0005~0.0030%、Ti:0.047% 以下、Cu:0~1 ·0%、Ni :0~3.0%、M〇:0~ 0.50%、他：0~0.10%、￥:0~0.30%、〇3:0~0.005%、卩13 :0~0.30%、余量为卩6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· ··(]_)，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，在与乳制方向垂直的截面，自表面至半径的1/2位置的 区域中铁素体的平均粒径为1〇μπι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4Χ10 5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4X10 5个/mm2,并且，在通过该圆钢材的中心线且与乳 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。
[0035] (2)根据上述(1)记载的转向齿条杆用乳制圆钢材，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。
[0036] (3)根据上述(1)记载的转向齿条杆用乳制圆钢材，其中，以质量％计含有选自Nb: 0.010~0.10%以及ν:0· 01~0.30%中的1种以上。
[0037] (4)根据上述（1)记载的转向齿条杆用乳制圆钢材，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。
[0038] (5) -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 条杆用乳制圆钢材。
[0039] "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。
[0040] "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。
[0041] "中心部"是指处于从中心至半径的1/4的距离的部位。
[0042] "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。
[0043] 发明的效果
[0044] 本发明的转向齿条杆用乳制圆钢材不一定必须含有昂贵的V，并且，即便不进行调 质处理也具有在乳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°C下的冲击值为160J/cm 2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。[0045] 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乳制圆 钢材从而得到。
【附图说明】
[0046] 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。
[0047] 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 U " mm 〇
[0048] 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】
[0049] 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％ "。
[0050] 1.化学组成：
[0051 ] C:0.38 ~0.55%
[0052] 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。
[0053] Si :1.0% 以下
[0054] 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。
[0055] 需要说明的是，后述的A1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。
[0056] Μη:0·20~2.0%
[0057] Μη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肩处理性从而 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，Μη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，Μη 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Μη时，切削性降低、难以加工深孔。因此，将Μη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，Μη的含量优选设为0.40%以上，此外， 优选设为1.50%以下。
[0058] S:0.005 ~0.10%
[0059] S在本发明中为重要的元素。S与Μη键合形成MnS，具有通过提高切削性、尤其是加 工深孔时的切肩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。
[0060] 0:0.01 ~2.0%
[0061] 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。
[0062] Α1:0·003 ~0.10%
[0063] Α1具有脱氧作用。然而，Α1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，Α1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Α1的含量设为0.003~0.10%。需要说明的是，Α1的含量优选 设为〇.08%以下。另一方面，为了稳定地得到Α1的脱氧效果，Α1的含量优选设为0.005%以 上，若为0.010%以上则进一步优选。
[0064] Β:0·0005 ~0.0030%
[0065] Β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Ρ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，Β的含量为0.0005%以上时是显著的。然而，即便含有超过0.0030%的Β， 前述效果也饱和，只是增加成本。因此，将Β的含量设为0.0005~0.0030%』的含量优选设 为0.0010%以上，此外，优选设为0.0020%以下。
[0066] Ti :0.047% 以下
[0067] 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。
[0068] Cu:0~1.0%
[0069] Cu具有提尚尚频泮火性、提尚母材初性的作用，因此为了提尚母材初性可以含有 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。
[0070] 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。
[0071] Ni:0 ~3.0%
[0072] Ni具有提尚尚频泮火性、提尚母材初性的作用，因此为了提尚母材初性可以含有 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。
[0073] 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。
[0074] Mo :0 ~0.50 %
[0075] Mo具有提尚尚频泮火性、提尚母材初性的作用，因此为了提尚母材初性也可以含 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。
[0076]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。
[0077] 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。
[0078] Nb:0~0.10%
[0079] 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。
[0080] 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。
[0081] V:〇 ~0.30%
[0082] 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 优选设为〇. 25 %以下。
[0083]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。
[0084]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。
[0085] Ca:0~0.005%
[0086] 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。
[0087] 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。
[0088] Pb:0~0.30%
[0089] 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。
[0090] 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。
[0091] 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。
[0092] 对于本发明的转向齿条杆用乳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。
[0093] 3.4N<Ti<3.4N+0.02 · · · (1)
[0094] Ρ:0·030% 以下
[0095] Ρ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，其含量超过〇. 030%时，母材韧性的降低变得显著。因此，将Ρ的含量设为0.030%以 下。需要说明的是，Ρ的含量优选设为〇. 020%以下。
[0096] Ν:0·008% 以下
[0097] Ν在钢中也作为杂质而含有。Ν与Β的亲和力大，与钢中的Β键合形成ΒΝ的情况下，不 能期待基于含有Β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Ρ以及S的偏析的效果。尤其是，Ν的含量多至超过0.008%时，不能得到基 于上述含 有Β的效果。因此，将Ν的含量设为0.008 %以下。
[0098] 3.4N<Ti<3.4N+0.02
[0099] 本发明所述的转向齿条杆用乳制圆钢材必须满足下式：
[0100] 3.4N<Ti<3.4N+0.02 · · · (1)。
[0101] 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。
[0102] 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。
[0103] 2.显微组织：
[0104] 本发明的乳制圆钢材的显微组织包含铁素体、层状珠光体以及渗碳体，在与乳制 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ΙΟμπι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4Χ10 5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4X10 5 个/mm2,并且，在通过该圆钢材的中心线且与乳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。
[0105]本发明的乳制圆钢材的情况下在与乳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10M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ΙΟμπι以下。需要说明的是，上述铁素体的平均粒径优选为8μπι以 下。
[0106]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Ιμπι左右。
[0107]需要说明的是，上述的与乳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：分别求出距乳制圆钢材的表面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"是指乳制圆钢材的半径，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。
[0108]此外，本发明的乳制圆钢材的情况下，在与乳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%〇
[0109]需要说明的是，上述的与乳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：分别求出距乳制圆钢材的表面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。
[0110] 进而，本发明的乳制圆钢材的情况下，在与乳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 X 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4X10 5个/mm2以上。上述球状渗碳体的个数优选为5.0X105个/mm2以 上，此外，优选为1 .ox 1〇12个/mm2以下。
[0111] 需要说明的是，上述的与乳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：分别求出距乳制圆钢材的表面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。
[0112] 进而，本发明的转向齿条杆用乳制圆钢材的情况，在与乳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、切肩处理性降低、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。
[0113] 需要说明的是，上述的与乳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：分别求出距乳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。
[0114] 本发明的乳制圆钢材的情况，在与乳制方向垂直的截面中中心部的球状渗碳体的 个数为4X105个/mm 2以上的情况下，韧性变高、切肩处理性降低、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 X 105个/mm2。上述球状渗碳体的个数可 以为〇个/mm2、优选为1 X 1〇2个/mm2以上，此外，优选为3 X 105个/mm2以下。
[0115] 需要说明的是，上述的与乳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：分别求出乳制圆钢材的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。
[0116] 本发明的乳制圆钢材的情况下在通过该圆钢材的中心线且与乳制方向平行的截 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，在与乳制方向垂 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。
[0117] 需要说明的是，上述的通过圆钢材的中心线且与乳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：分别求出距乳制圆钢材的表面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。
[0118] 上述的本发明的乳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 被乳制材料进行例如如下所述的热乳、冷却从而得到。
[0119] 作为热乳方法，具备2个以上乳制工序的全连续式热乳方法适于制造本发明的转 向齿条杆用乳制圆钢材。因此，以下的说明以基于上述的全连续式热乳方法的乳制（以下， 仅称为"全连续式热乳"）为基础来进行。
[0120]将具有如上所述的化学组成的被乳制材料加热至670~880°C的温度区域之后，开 始全连续式热乳。
[0121] 加热温度高于880°C时容易释放应变，存在在与乳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°C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。
[0122] 因此，优选将具有如上所述的化学组成的被乳制材料加热至670~880°C的温度区 域之后开始全连续式热乳。
[0123] 需要说明的是，在热乳前进行的上述的670~880°C温度区域的加热中，不仅使被 乳制材料(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。
[0124] 在加热至上述温度区域之后实施的全连续式热乳满足下述的条件〔1〕以及〔2〕即 可。
[0125] 〔1〕被乳制材料的表面温度为500~820°C，并且650~820°C的温度范围的累积截 面减少率为30%以上、进而500°C以上且不足650°C的温度范围的累积截面减少率为35%以 上。其中，上述"被乳制材料的表面温度"不包含后述的中间冷却工序中的被乳制材料的表 面温度。
[0126] 〔2〕将"v(m/s)"设为全连续式热乳终止时即在最终的乳制机出口侧的被乳制材料 速度（以下，称为"最终速度"），将"Rd(%)"设为全连续式热乳的总截面减少率，将"T(°C)" 设为被乳制材料的加热温度，由下述表示的fn(l)式满足〇以上。
[0127] fn(l)=v · Rd/100-(1000-T)/100
[0128] 其中，"总截面减少率"是指将全连续式热乳中的被乳制材料的乳制前的截面积设 为Αο、将从精乳机出来之后的截面积设为Af时，由{(A〇_Af )/A〇} X 100的式子求出的值（％ )。
[0129] 对于〔1〕，在乳制时被乳制材料的表面温度超过820°C时，容易释放应变，存在在与 乳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°C时，乳机负载显著变高、并且在乳制时容易产生裂纹。因此，乳 制时的被乳制材料的表面温度优选为500~820°C。
[0130] 进而，650~820°C的温度范围的累积截面减少率低于30%时，存在在与乳制方向 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°C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。
[0131] 此外，500°C以上且不足650°C的温度范围的累积截面减少率低于35%时，存在通 过被乳制材料的中心线且与乳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乳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°C以上且不足650°C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。
[0132] 〔2〕为为了将与乳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(l)不足0时，存在在与乳制方向垂 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。
[0133] 在乳制本发明中的齿杆用乳制圆钢材时，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，被乳制材料的表面温度有时会暂时低于500°C。然而，即 便为通过该冷却被乳制材料的表面温度低于500°C的情况，若在利用被乳制材料内部的显 热而恢复至500°C以上的温度之后开始接下 来的乳制工序，则也不存在由于冷却而使被乳 制材料的表面温度暂时低于500°C的影响。此外，被乳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乳制材料的表面温度暂时低于500°C之后到恢复至500°C以 上的温度的时间A t为10秒以下的冷却。进而，以基于更稳定的全连续式热乳的制造为目 标，优选为A t为8秒以下的中间冷却工序。
[0134] 如上所述，进行全连续式热乳，加工为规定的形状之后，可以对于到500°C为止的 温度区域以表面的冷却速度为〇. 5~200°C/s的条件进行最终冷却。
[0135] 全连续式热乳终止后，上述温度区域中表面的冷却速度不足0.5°C/s时，存在在与 乳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 °C/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。
[0136] 以下，利用实施例更详细地说明本发明。
[0137] 实施例
[0138] (实施例1)
[0139] 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) 〇
[0140] [表 1]
[0141]
[0142] 将前述的方钢坯利用具备冷却设备的全连续式热乳生产线、以表2中示出的试验 编号1~34所示的条件乳制为直径34mm的棒钢。具体而言，用粗乳机列加工至直径60mm、并 用中间乳制机列加工至直径50mm之后，用精乳机列加工至直径34_的棒钢，进行"总截面减 少率:Rd"为96.4 %的热乳。
[0143] ?粗乳机列：由8台乳制机构成、
[0144] ?中间乳制机列：由4台乳制机构成、
[0145] ?精乳机列：由4台乳制机构成、
[0146] ?冷却带:在粗乳机列的第8台乳制机与中间乳制机列的第1台乳制机之间以及、 中间乳制机列的第4台乳制机与精乳机列的第1台乳制机之间设置。
[0147] 需要说明的是，使用辐射温度计测定乳制时的被乳制材料的表面温度以及全连续 式热乳终止后的冷却过程中的被乳制材料的表面温度，并且测定从中间的冷却工序后到之 后的乳制工序开始时的时间A t'。
[0148] 全连续式热乳终止后即利用精乳机列的第4台乳制机的乳制终止之后，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°C。需要说明的是，之 后的冷却在大气中进行放置冷却。
[0149] 在表2中，将粗乳机列、中间乳制机列以及精乳机列分别标记为"粗列"、"中间列" 以及"精乳列"。
[0150]需要说明的是，表2中记载的粗列、中间列以及精乳列栏中的"入温度"和"出温度" 分别为使用辐射温度计测定的、被乳制材料即将进入粗列、中间列以及精乳列之前、和被乳 制材料刚刚从粗列、中间列以及精乳列出来之后的时刻的被乳制材料的表面温度，乳制后 至500°C的冷却速度通过使用辐射温度计测定的上述被乳制材料的表面温度和至500°C为 止的冷却时间而求出。
[0151]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乳制工序开始 时的时间At'均为8秒以下。
[0152][表 2]
[0153]
[0154] 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。
[0155] 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乳制方向 垂直的截面以及通过中心线且与乳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。
[0156] 对于与乳制方向垂直的截面，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。
[0157] 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。
[0158]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1mm 2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1mm 2面积的球状渗碳体的个数。
[0159]另一方面，对于通过中心线且与乳制方向平行的截面，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。
[0160] 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。
[0161 ]对于拉伸特性，以直径34_的各棒钢的R/4位置为试验片的中心轴的方式取样JIS Z 2241(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)。
[0162] 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 °C下实施夏比冲击试验，求出冲击值(J/cm 2)。
[0163] 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8.0_的枪钻， 在下述的条件下，测定以与乳制方向垂直的截面的中心为基准在乳制方向上进行深孔加工 至深度150_时的扭矩，从而评价切削阻力。
[0164] ?转速：2300rpm、
[0165] ?进给量:0.05mm/rev、以及
[0166] ?给油压力:5MPa。
[0167] 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。
[0168] 表3中示出上述的各调查结果。需要说明的是，表3中，"与乳制方向垂直的截面"以 及"通过圆钢材的中心线且与乳制方向平行的截面"分别标记为"横截面"以及"纵截面"。表 3的"评价"栏中的"〇"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，"X"标 记是指上述目标的至少一者未达成。
[0169] [表 3]
[0170]
[0171] 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"〇"，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°C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。
[0172]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"X"，未得到作为目标的特性、不能省略调质处理。 [0173] 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。
[0174]试验编号19的情况，使用的钢S的Μη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325Ν · cm。
[0175] 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 〇
[0176] 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，利用枪钻进彳丁深孔加工时的扭矩尚达340N · cm。
[0177] 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乳制 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11.8μπι、22.1 %以及2.1 X 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110 J/cm2。
[0178]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 且与乳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11.2μπι以及3.8 X 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/cm 2〇
[0179] 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/cm 2 〇
[0180] 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、并且与乳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1 2. Ιμπι、20.2%以及2.9 Χ105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llOJ/cm 2。
[0181] 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130 J/cm2。
[0182] 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。
[0183] 具体而言，试验编号27的情况，与乳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. Ιμπι、 32.8%、以及4. ΟΧΙΟ4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。
[0184] 试验编号28的情况，通过中心线且与乳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/cm 2〇
[0185] 试验编号29的情况，在与乳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 X105个/mm2,偏离本发明中规定的范围。因 此，利用枪钻进彳丁深孔加工时的扭矩尚达320N · cm。
[0186] 试验编号30的情况，在与乳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 X 105个/mm2并且通过中心线且与乳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1 l〇J/cm2 〇
[0187] 试验编号31的情况，在与乳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 X105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。
[0188] 试验编号32~34的情况，使用的钢K、钢Μ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。
[0189] 具体而言，试验编号32的情况，通过中心线且与乳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/cm2〇
[0190] 试验编号33的情况，在与乳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5.2X10 5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。
[0191] 试验编号34的情况，通过中心线且与乳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/cm 2。需要说明的是，本试验编号中，用粗列以及精乳列实施650~820°C下的乳 制，对于此时的累积截面减少率，以〔（用粗列的截面减少率)+(1〇〇%_即将进入精乳列之前 的截面减少率）X精乳列的截面减少率〕的方式算出。
[0192] (实施例2)
[0193] 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。
[0194] 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。
[0195] 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。
[0196] 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°C下进行2小时的回火处理。
[0197] 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l.Omm/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"。
[0198] 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。
[0199] 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，"X"标记是指不能满 足上述的目标。
[0200] [表 4]
[0201] 表4
[0202]
[0203]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"〇"， 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。 [0204]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/cm 2，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。
[0205]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。
[0206] 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。
[0207] 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。 [0208] 产业上的可利用性
[0209] 本发明的转向齿条杆用乳制圆钢材不一定必须含有昂贵的V，并且，即便不调质处 理，也具有在乳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°C下的冲击值也为160 J/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。
[0210] 此外，本发明的转向齿条杆可以通过对上述转向齿条杆用乳制圆钢材不进行调质 地使用从而得到。
【主权项】
1. 一种转向齿条杆用乳制圆钢材，其具有如下的化学组成：以质量％计， C:0.38 ~0.55%、 Si:1.0% 以下、 Μη:0·20 ~2.0%、 S:0.005 ~0.10%、 Cr:0.01 ~2.0%、 Α1:0·003 ~0.10%、 Β: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， Ν:0·008% 以下， 进而，满足下述（1)式， 3.4N<Ti<3·4Ν+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， 在与乳制方向垂直的截面中，自表面至半径的1/2位置的区域中铁素体的平均粒径为 10M1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4X105 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 体的个数为不足4X105个/mm2， 并且，在通过该圆钢材的中心线且与乳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. 根据权利要求1所述的转向齿条杆用乳制圆钢材，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. 根据权利要求1所述的转向齿条杆用乳制圆钢材，其中，以质量％计含有选自Nb: 0.010~0.10%以及ν:0· 01~0.30%中的1种以上。4. 根据权利要求1所述的转向齿条杆用乳制圆钢材，其中，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. -种转向齿条杆，其不进行调质地使用权利要求1~4中任一项所述的转向齿条杆用 乳制圆钢材。
【专利摘要】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。
【IPC分类】C22C38/58, C22C38/00, C21D8/06, C22C38/38
【公开号】CN105492644
【申请号】CN201480047675
【发明人】江头诚, 堀上祯悟, 东田真志, 冈田贵洋, 根石豊, 长谷川达也, 松本齐
【申请人】新日铁住金株式会社
【公开日】2016年4月13日
【申请日】2014年6月18日
【公告号】EP3040435A1, US20160186300, WO2015029553A1
【技术领域】
[000?]本发明涉及转向齿条杆(Steering Rack Bar)用乳制圆钢材以及转向齿条杆。
【背景技术】
[0002] 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(Rack Bar)"） 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。
[0003] 需要说明的是，对于齿杆，以往在对中碳钢材的乳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，乳制圆钢材意味着通过乳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。
[0004] 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。
[0005] 进而，齿杆在径向中心部的长度方向施加有深孔加工。
[0006] 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）。
[0007] 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。
[0008] 专利文献1中，公开了一种高频淬火用乳制钢材，其具有以质量％计包含C:0.38~ 0.55%、51:1.0%以下、]?11:0.20~2.0%、？:0.020%以下、5 :0.10%以下、0:0.10~2.0%、 △1:0.10%以下以及10.004~0.03%、余量为卩6以及杂质，由[^11=0+(1/10)51+(1/5)]?11+ (5/22)0+1.65￥-(5/7)3]的式子(其中，式中的(：、3^11、0、￥以及3分别表示各元素以质 量％计的含量)表示的fnl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ΙΟμπι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4X10 5个/mm2以 上。
[0009] 需要说明的是，该高频淬火用乳制钢材还可以包含选自Cu、Ni、Mo、T i、Nb以及V中 的1种以上。
[0010] 专利文献2中公开了一种高频淬火用乳制钢材，其具有以质量％计包含C:0.38~ 0.55%、51:1.0%以下、]?11 :0.20~2.0%、？:0.020%以下、5:0.10%以下、0:0.10~2.0%、 Α1:0·010~0.10%以及队0.004~0.03%、余量为？6以及杂质，满足由[069 = 0+(1/10)51+ (1/5)厘11+(5/22)0+1.65￥-(5/7)3]的式子(其中，式中的(：、3^11、(>、￥以及3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、Μη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10M1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 X 105个/mm2以上。
[0011 ] 需要说明的是，该高频淬火用乳制钢材还可以包含选自Cu、Ni、Mo、T i、Nb以及V中 的1种以上。
[0012]现有技术文献 [0013]专利文献
[0014] 专利文献1:日本特开2011-214130号公报 [0015] 专利文献2:日本特开2011-241466号公报
【发明内容】
[0016] 发明要解决的问题
[0017] 对于专利文献1以及专利文献2中提出的乳制钢材，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乳制圆钢材以及转向齿条杆的期 望增大。
[0018] 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乳制圆 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乳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乳制圆钢材以及能够使产生的龟裂停留 的齿杆。
[0019] 需要说明的是，作为本发明目标的高母材韧性意味着在乳制钢材的状态下使用 JIS Z 2242(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l〇mm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°C下的冲击值为160J/cm 2以上。使用上述试验片的试验温度25°C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。
[0020] 用于解决问题的方案
[0021] 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。
[0022]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。
[0023] (A)使铁素体微细、并且在与乳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，对于在与乳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。 [0024]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。
[0025] (B)在显微组织中球状渗碳体的量过多时，切肩处理性变差，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，切肩处理性良好因此切削阻力变低，因而切削性优异。
[0026]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。
[0027] (C)S与Μη键合形成MnS，在钢材的长度方向（与乳制方向平行的方向）上拉伸、使韧 性提高。并且，若含有特定量的S，则切肩处理性提高从而切削阻力变低，因此切削性良好。
[0028]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。
[0029] (D)作为转向齿条杆用乳制圆钢材，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 的乳制圆钢材的情况下，若将上述区域中的显微组织制成包含微细且在与乳制方向平行的 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。
[0030] (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乳制圆钢材的中 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。
[0031] 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 了使乳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°C下的冲 击值为160J/cm 2以上，调查了成分元素的影响。其结果得到下述的见解。
[0032] (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。
[0033] 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乳制圆钢材 以及转向齿条杆。
[0034] (1)-种转向齿条杆用乳制圆钢材，其具有下述化学组成：以质量％计(：:0.38~ 0.55%、Si:1.0%WT、Mn:0.20~2.0%、S:0.005~0.10%、Cr :0.01~2.0%、Al:0.003~ 0· 10%、Β:0·0005~0.0030%、Ti:0.047% 以下、Cu:0~1 ·0%、Ni :0~3.0%、M〇:0~ 0.50%、他：0~0.10%、￥:0~0.30%、〇3:0~0.005%、卩13 :0~0.30%、余量为卩6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· ··(]_)，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，在与乳制方向垂直的截面，自表面至半径的1/2位置的 区域中铁素体的平均粒径为1〇μπι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4Χ10 5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4X10 5个/mm2,并且，在通过该圆钢材的中心线且与乳 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。
[0035] (2)根据上述(1)记载的转向齿条杆用乳制圆钢材，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。
[0036] (3)根据上述(1)记载的转向齿条杆用乳制圆钢材，其中，以质量％计含有选自Nb: 0.010~0.10%以及ν:0· 01~0.30%中的1种以上。
[0037] (4)根据上述（1)记载的转向齿条杆用乳制圆钢材，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。
[0038] (5) -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 条杆用乳制圆钢材。
[0039] "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。
[0040] "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。
[0041] "中心部"是指处于从中心至半径的1/4的距离的部位。
[0042] "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。
[0043] 发明的效果
[0044] 本发明的转向齿条杆用乳制圆钢材不一定必须含有昂贵的V，并且，即便不进行调 质处理也具有在乳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°C下的冲击值为160J/cm 2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。[0045] 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乳制圆 钢材从而得到。
【附图说明】
[0046] 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。
[0047] 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 U " mm 〇
[0048] 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】
[0049] 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％ "。
[0050] 1.化学组成：
[0051 ] C:0.38 ~0.55%
[0052] 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。
[0053] Si :1.0% 以下
[0054] 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。
[0055] 需要说明的是，后述的A1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。
[0056] Μη:0·20~2.0%
[0057] Μη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肩处理性从而 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，Μη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，Μη 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Μη时，切削性降低、难以加工深孔。因此，将Μη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，Μη的含量优选设为0.40%以上，此外， 优选设为1.50%以下。
[0058] S:0.005 ~0.10%
[0059] S在本发明中为重要的元素。S与Μη键合形成MnS，具有通过提高切削性、尤其是加 工深孔时的切肩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。
[0060] 0:0.01 ~2.0%
[0061] 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。
[0062] Α1:0·003 ~0.10%
[0063] Α1具有脱氧作用。然而，Α1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，Α1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Α1的含量设为0.003~0.10%。需要说明的是，Α1的含量优选 设为〇.08%以下。另一方面，为了稳定地得到Α1的脱氧效果，Α1的含量优选设为0.005%以 上，若为0.010%以上则进一步优选。
[0064] Β:0·0005 ~0.0030%
[0065] Β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Ρ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，Β的含量为0.0005%以上时是显著的。然而，即便含有超过0.0030%的Β， 前述效果也饱和，只是增加成本。因此，将Β的含量设为0.0005~0.0030%』的含量优选设 为0.0010%以上，此外，优选设为0.0020%以下。
[0066] Ti :0.047% 以下
[0067] 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。
[0068] Cu:0~1.0%
[0069] Cu具有提尚尚频泮火性、提尚母材初性的作用，因此为了提尚母材初性可以含有 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。
[0070] 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。
[0071] Ni:0 ~3.0%
[0072] Ni具有提尚尚频泮火性、提尚母材初性的作用，因此为了提尚母材初性可以含有 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。
[0073] 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。
[0074] Mo :0 ~0.50 %
[0075] Mo具有提尚尚频泮火性、提尚母材初性的作用，因此为了提尚母材初性也可以含 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。
[0076]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。
[0077] 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。
[0078] Nb:0~0.10%
[0079] 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。
[0080] 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。
[0081] V:〇 ~0.30%
[0082] 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 优选设为〇. 25 %以下。
[0083]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。
[0084]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。
[0085] Ca:0~0.005%
[0086] 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。
[0087] 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。
[0088] Pb:0~0.30%
[0089] 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。
[0090] 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。
[0091] 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。
[0092] 对于本发明的转向齿条杆用乳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。
[0093] 3.4N<Ti<3.4N+0.02 · · · (1)
[0094] Ρ:0·030% 以下
[0095] Ρ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，其含量超过〇. 030%时，母材韧性的降低变得显著。因此，将Ρ的含量设为0.030%以 下。需要说明的是，Ρ的含量优选设为〇. 020%以下。
[0096] Ν:0·008% 以下
[0097] Ν在钢中也作为杂质而含有。Ν与Β的亲和力大，与钢中的Β键合形成ΒΝ的情况下，不 能期待基于含有Β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Ρ以及S的偏析的效果。尤其是，Ν的含量多至超过0.008%时，不能得到基 于上述含 有Β的效果。因此，将Ν的含量设为0.008 %以下。
[0098] 3.4N<Ti<3.4N+0.02
[0099] 本发明所述的转向齿条杆用乳制圆钢材必须满足下式：
[0100] 3.4N<Ti<3.4N+0.02 · · · (1)。
[0101] 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。
[0102] 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。
[0103] 2.显微组织：
[0104] 本发明的乳制圆钢材的显微组织包含铁素体、层状珠光体以及渗碳体，在与乳制 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ΙΟμπι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4Χ10 5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4X10 5 个/mm2,并且，在通过该圆钢材的中心线且与乳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。
[0105]本发明的乳制圆钢材的情况下在与乳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10M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ΙΟμπι以下。需要说明的是，上述铁素体的平均粒径优选为8μπι以 下。
[0106]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Ιμπι左右。
[0107]需要说明的是，上述的与乳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：分别求出距乳制圆钢材的表面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"是指乳制圆钢材的半径，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。
[0108]此外，本发明的乳制圆钢材的情况下，在与乳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%〇
[0109]需要说明的是，上述的与乳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：分别求出距乳制圆钢材的表面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。
[0110] 进而，本发明的乳制圆钢材的情况下，在与乳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 X 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4X10 5个/mm2以上。上述球状渗碳体的个数优选为5.0X105个/mm2以 上，此外，优选为1 .ox 1〇12个/mm2以下。
[0111] 需要说明的是，上述的与乳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：分别求出距乳制圆钢材的表面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。
[0112] 进而，本发明的转向齿条杆用乳制圆钢材的情况，在与乳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、切肩处理性降低、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。
[0113] 需要说明的是，上述的与乳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：分别求出距乳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。
[0114] 本发明的乳制圆钢材的情况，在与乳制方向垂直的截面中中心部的球状渗碳体的 个数为4X105个/mm 2以上的情况下，韧性变高、切肩处理性降低、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 X 105个/mm2。上述球状渗碳体的个数可 以为〇个/mm2、优选为1 X 1〇2个/mm2以上，此外，优选为3 X 105个/mm2以下。
[0115] 需要说明的是，上述的与乳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：分别求出乳制圆钢材的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。
[0116] 本发明的乳制圆钢材的情况下在通过该圆钢材的中心线且与乳制方向平行的截 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，在与乳制方向垂 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。
[0117] 需要说明的是，上述的通过圆钢材的中心线且与乳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：分别求出距乳制圆钢材的表面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。
[0118] 上述的本发明的乳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 被乳制材料进行例如如下所述的热乳、冷却从而得到。
[0119] 作为热乳方法，具备2个以上乳制工序的全连续式热乳方法适于制造本发明的转 向齿条杆用乳制圆钢材。因此，以下的说明以基于上述的全连续式热乳方法的乳制（以下， 仅称为"全连续式热乳"）为基础来进行。
[0120]将具有如上所述的化学组成的被乳制材料加热至670~880°C的温度区域之后，开 始全连续式热乳。
[0121] 加热温度高于880°C时容易释放应变，存在在与乳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°C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。
[0122] 因此，优选将具有如上所述的化学组成的被乳制材料加热至670~880°C的温度区 域之后开始全连续式热乳。
[0123] 需要说明的是，在热乳前进行的上述的670~880°C温度区域的加热中，不仅使被 乳制材料(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。
[0124] 在加热至上述温度区域之后实施的全连续式热乳满足下述的条件〔1〕以及〔2〕即 可。
[0125] 〔1〕被乳制材料的表面温度为500~820°C，并且650~820°C的温度范围的累积截 面减少率为30%以上、进而500°C以上且不足650°C的温度范围的累积截面减少率为35%以 上。其中，上述"被乳制材料的表面温度"不包含后述的中间冷却工序中的被乳制材料的表 面温度。
[0126] 〔2〕将"v(m/s)"设为全连续式热乳终止时即在最终的乳制机出口侧的被乳制材料 速度（以下，称为"最终速度"），将"Rd(%)"设为全连续式热乳的总截面减少率，将"T(°C)" 设为被乳制材料的加热温度，由下述表示的fn(l)式满足〇以上。
[0127] fn(l)=v · Rd/100-(1000-T)/100
[0128] 其中，"总截面减少率"是指将全连续式热乳中的被乳制材料的乳制前的截面积设 为Αο、将从精乳机出来之后的截面积设为Af时，由{(A〇_Af )/A〇} X 100的式子求出的值（％ )。
[0129] 对于〔1〕，在乳制时被乳制材料的表面温度超过820°C时，容易释放应变，存在在与 乳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°C时，乳机负载显著变高、并且在乳制时容易产生裂纹。因此，乳 制时的被乳制材料的表面温度优选为500~820°C。
[0130] 进而，650~820°C的温度范围的累积截面减少率低于30%时，存在在与乳制方向 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°C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。
[0131] 此外，500°C以上且不足650°C的温度范围的累积截面减少率低于35%时，存在通 过被乳制材料的中心线且与乳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乳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°C以上且不足650°C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。
[0132] 〔2〕为为了将与乳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(l)不足0时，存在在与乳制方向垂 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。
[0133] 在乳制本发明中的齿杆用乳制圆钢材时，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，被乳制材料的表面温度有时会暂时低于500°C。然而，即 便为通过该冷却被乳制材料的表面温度低于500°C的情况，若在利用被乳制材料内部的显 热而恢复至500°C以上的温度之后开始接下 来的乳制工序，则也不存在由于冷却而使被乳 制材料的表面温度暂时低于500°C的影响。此外，被乳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乳制材料的表面温度暂时低于500°C之后到恢复至500°C以 上的温度的时间A t为10秒以下的冷却。进而，以基于更稳定的全连续式热乳的制造为目 标，优选为A t为8秒以下的中间冷却工序。
[0134] 如上所述，进行全连续式热乳，加工为规定的形状之后，可以对于到500°C为止的 温度区域以表面的冷却速度为〇. 5~200°C/s的条件进行最终冷却。
[0135] 全连续式热乳终止后，上述温度区域中表面的冷却速度不足0.5°C/s时，存在在与 乳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 °C/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。
[0136] 以下，利用实施例更详细地说明本发明。
[0137] 实施例
[0138] (实施例1)
[0139] 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) 〇
[0140] [表 1]
[0141]
[0142] 将前述的方钢坯利用具备冷却设备的全连续式热乳生产线、以表2中示出的试验 编号1~34所示的条件乳制为直径34mm的棒钢。具体而言，用粗乳机列加工至直径60mm、并 用中间乳制机列加工至直径50mm之后，用精乳机列加工至直径34_的棒钢，进行"总截面减 少率:Rd"为96.4 %的热乳。
[0143] ?粗乳机列：由8台乳制机构成、
[0144] ?中间乳制机列：由4台乳制机构成、
[0145] ?精乳机列：由4台乳制机构成、
[0146] ?冷却带:在粗乳机列的第8台乳制机与中间乳制机列的第1台乳制机之间以及、 中间乳制机列的第4台乳制机与精乳机列的第1台乳制机之间设置。
[0147] 需要说明的是，使用辐射温度计测定乳制时的被乳制材料的表面温度以及全连续 式热乳终止后的冷却过程中的被乳制材料的表面温度，并且测定从中间的冷却工序后到之 后的乳制工序开始时的时间A t'。
[0148] 全连续式热乳终止后即利用精乳机列的第4台乳制机的乳制终止之后，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°C。需要说明的是，之 后的冷却在大气中进行放置冷却。
[0149] 在表2中，将粗乳机列、中间乳制机列以及精乳机列分别标记为"粗列"、"中间列" 以及"精乳列"。
[0150]需要说明的是，表2中记载的粗列、中间列以及精乳列栏中的"入温度"和"出温度" 分别为使用辐射温度计测定的、被乳制材料即将进入粗列、中间列以及精乳列之前、和被乳 制材料刚刚从粗列、中间列以及精乳列出来之后的时刻的被乳制材料的表面温度，乳制后 至500°C的冷却速度通过使用辐射温度计测定的上述被乳制材料的表面温度和至500°C为 止的冷却时间而求出。
[0151]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乳制工序开始 时的时间At'均为8秒以下。
[0152][表 2]
[0153]
[0154] 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。
[0155] 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乳制方向 垂直的截面以及通过中心线且与乳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。
[0156] 对于与乳制方向垂直的截面，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。
[0157] 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。
[0158]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1mm 2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1mm 2面积的球状渗碳体的个数。
[0159]另一方面，对于通过中心线且与乳制方向平行的截面，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。
[0160] 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。
[0161 ]对于拉伸特性，以直径34_的各棒钢的R/4位置为试验片的中心轴的方式取样JIS Z 2241(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)。
[0162] 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 °C下实施夏比冲击试验，求出冲击值(J/cm 2)。
[0163] 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8.0_的枪钻， 在下述的条件下，测定以与乳制方向垂直的截面的中心为基准在乳制方向上进行深孔加工 至深度150_时的扭矩，从而评价切削阻力。
[0164] ?转速：2300rpm、
[0165] ?进给量:0.05mm/rev、以及
[0166] ?给油压力:5MPa。
[0167] 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。
[0168] 表3中示出上述的各调查结果。需要说明的是，表3中，"与乳制方向垂直的截面"以 及"通过圆钢材的中心线且与乳制方向平行的截面"分别标记为"横截面"以及"纵截面"。表 3的"评价"栏中的"〇"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，"X"标 记是指上述目标的至少一者未达成。
[0169] [表 3]
[0170]
[0171] 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"〇"，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°C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。
[0172]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"X"，未得到作为目标的特性、不能省略调质处理。 [0173] 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。
[0174]试验编号19的情况，使用的钢S的Μη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325Ν · cm。
[0175] 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 〇
[0176] 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，利用枪钻进彳丁深孔加工时的扭矩尚达340N · cm。
[0177] 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乳制 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11.8μπι、22.1 %以及2.1 X 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110 J/cm2。
[0178]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 且与乳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11.2μπι以及3.8 X 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/cm 2〇
[0179] 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/cm 2 〇
[0180] 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、并且与乳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1 2. Ιμπι、20.2%以及2.9 Χ105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llOJ/cm 2。
[0181] 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130 J/cm2。
[0182] 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。
[0183] 具体而言，试验编号27的情况，与乳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. Ιμπι、 32.8%、以及4. ΟΧΙΟ4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。
[0184] 试验编号28的情况，通过中心线且与乳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/cm 2〇
[0185] 试验编号29的情况，在与乳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 X105个/mm2,偏离本发明中规定的范围。因 此，利用枪钻进彳丁深孔加工时的扭矩尚达320N · cm。
[0186] 试验编号30的情况，在与乳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 X 105个/mm2并且通过中心线且与乳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1 l〇J/cm2 〇
[0187] 试验编号31的情况，在与乳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 X105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。
[0188] 试验编号32~34的情况，使用的钢K、钢Μ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。
[0189] 具体而言，试验编号32的情况，通过中心线且与乳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/cm2〇
[0190] 试验编号33的情况，在与乳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5.2X10 5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。
[0191] 试验编号34的情况，通过中心线且与乳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/cm 2。需要说明的是，本试验编号中，用粗列以及精乳列实施650~820°C下的乳 制，对于此时的累积截面减少率，以〔（用粗列的截面减少率)+(1〇〇%_即将进入精乳列之前 的截面减少率）X精乳列的截面减少率〕的方式算出。
[0192] (实施例2)
[0193] 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。
[0194] 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。
[0195] 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。
[0196] 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°C下进行2小时的回火处理。
[0197] 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l.Omm/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"。
[0198] 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。
[0199] 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，"X"标记是指不能满 足上述的目标。
[0200] [表 4]
[0201] 表4
[0202]
[0203]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"〇"， 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。 [0204]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/cm 2，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。
[0205]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。
[0206] 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。
[0207] 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。 [0208] 产业上的可利用性
[0209] 本发明的转向齿条杆用乳制圆钢材不一定必须含有昂贵的V，并且，即便不调质处 理，也具有在乳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°C下的冲击值也为160 J/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。
[0210] 此外，本发明的转向齿条杆可以通过对上述转向齿条杆用乳制圆钢材不进行调质 地使用从而得到。
【主权项】
1. 一种转向齿条杆用乳制圆钢材，其具有如下的化学组成：以质量％计， C:0.38 ~0.55%、 Si:1.0% 以下、 Μη:0·20 ~2.0%、 S:0.005 ~0.10%、 Cr:0.01 ~2.0%、 Α1:0·003 ~0.10%、 Β: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， Ν:0·008% 以下， 进而，满足下述（1)式， 3.4N<Ti<3·4Ν+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， 在与乳制方向垂直的截面中，自表面至半径的1/2位置的区域中铁素体的平均粒径为 10M1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4X105 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 体的个数为不足4X105个/mm2， 并且，在通过该圆钢材的中心线且与乳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. 根据权利要求1所述的转向齿条杆用乳制圆钢材，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. 根据权利要求1所述的转向齿条杆用乳制圆钢材，其中，以质量％计含有选自Nb: 0.010~0.10%以及ν:0· 01~0.30%中的1种以上。4. 根据权利要求1所述的转向齿条杆用乳制圆钢材，其中，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. -种转向齿条杆，其不进行调质地使用权利要求1~4中任一项所述的转向齿条杆用 乳制圆钢材。
【专利摘要】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。
【IPC分类】C22C38/58, C22C38/00, C21D8/06, C22C38/38
【公开号】CN105492644
【申请号】CN201480047675
【发明人】江头诚, 堀上祯悟, 东田真志, 冈田贵洋, 根石豊, 长谷川达也, 松本齐
【申请人】新日铁住金株式会社
【公开日】2016年4月13日
【申请日】2014年6月18日
【公告号】EP3040435A1, US20160186300, WO2015029553A1
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