(57)【要約】  本発明の一態様に係る棒鋼は、所定の化学成分を有し、横断面内焼入れ偏差が１．５ｍｍ以下であり、ΔｍａｘおよびΔｍｉｎが１．５ｍｍ以下であり、表層領域における組織が、１０面積％以下のフェライトと、ベイナイトおよびマルテンサイトのうち１種以上を含む残部とからなり、前記表層領域におけるｂｃｃ相の前記粒径の平均値が１．０〜１０．０μｍであり、中心領域における前記ｂｃｃ相の前記粒径の平均値が１．０〜１５．０μｍであり、前記表面から深さ５０μｍの箇所の硬さがＨＶ２００〜５００であり、全脱炭層深さＤＭ−Ｔが０．２０ｍｍ以下である。
2015076242.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学成分が、質量％で、
Ｃ：０．３０〜０．８０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、
Ｍｎ：０．０５〜２．５０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．３０％、
Ｎ：０．００４０〜０．０３０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．１０％以下、
Ｃｒ：０〜３．０％、
Ｍｏ：０〜１．５％、
Ｃｕ：０〜２．０％、
Ｎｉ：０〜５．０％、
Ｂ：０〜０．００３５％、
Ｃａ：０〜０．００５０％、
Ｚｒ：０〜０．００５０％、
Ｍｇ：０〜０．００５０％、
Ｒｅｍ：０〜０．０１５０％、
Ｔｉ：０〜０．１５０％、
Ｎｂ：０〜０．１５０％、
Ｖ：０〜１．０％、
Ｗ：０〜１．０％、
Ｓｂ：０〜０．０１５０％、
Ｓｎ：０〜２．０％、
Ｚｎ：０〜０．５０％、
Ｔｅ：０〜０．２０％、
Ｂｉ：０〜０．５０％、および
Ｐｂ：０〜０．５０％
を含有し、残部が鉄および不純物からなり、
棒鋼の横断面の中心と前記棒鋼の前記横断面の外周との間に延在する直線における、前記直線での平均硬度よりもＨＶ２０以上高い硬度を有する領域を、前記直線の焼入れ領域と定義し、互いに４５°の角度をなす８本の前記直線の前記焼入れ領域の深さの最小値を、前記横断面の最小焼入れ深さと定義し、前記８本の前記直線の前記焼入れ領域の前記深さの最大値を、前記横断面の最大焼入れ深さと定義した場合、
前記横断面の前記最大焼入れ深さと前記横断面の前記最小焼入れ深さとの差が１．５ｍｍ以下であり、
前記棒鋼の長手方向に互いに１６５０ｍｍ離隔された３箇所それぞれにおける前記横断面の前記最大焼入れ深さの最大値と最小値との差が１．５ｍｍ以下であり、
前記棒鋼の前記長手方向に互いに１６５０ｍｍ離隔された前記３箇所それぞれにおける前記横断面の前記最小焼入れ深さの最大値と最小値との差が１．５ｍｍ以下であり、
前記棒鋼の表面から前記棒鋼の半径の２５％の深さまでの領域における組織が、１０面積％以下のフェライトと、ベイナイトおよびマルテンサイトのうち１種以上を含む残部とからなり、
互いの結晶方位差が１５度以上である隣り合う結晶の間の境界を結晶粒界と定義し、前記結晶粒界によって囲まれた領域の円相当径を粒径と定義した場合、前記棒鋼の前記表面から前記棒鋼の前記半径の２５％の深さまでの前記領域におけるｂｃｃ相の前記粒径の平均値が１．０〜１０．０μｍであり、
前記半径の５０％の深さから、前記棒鋼の中心までの領域における前記ｂｃｃ相の前記粒径の平均値が１．０〜１５．０μｍであり、
前記表面から深さ５０μｍの箇所の硬さがＨＶ２００〜５００であり、
全脱炭層深さＤＭ−Ｔが０．２０ｍｍ以下である
ことを特徴とする棒鋼。
【請求項２】
前記棒鋼の前記化学成分が、質量％で、
Ｃｒ：０．１〜３．０％、
Ｍｏ：０．１０〜１．５％、
Ｃｕ：０．１０〜２．０％、
Ｎｉ：０．１〜５．０％、および
Ｂ：０．００１０〜０．００３５％
のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の棒鋼。
【請求項３】
前記棒鋼の前記化学成分が、質量％で、
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｚｒ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、および
Ｒｅｍ：０．０００１〜０．０１５０％
のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜２のいずれかに記載の棒鋼。
【請求項４】
前記棒鋼の前記化学成分が、質量％で、
Ｔｉ：０．００３０〜０．０１５０％、
Ｎｂ：０．００４〜０．１５０％、
Ｖ：０．０３〜１．０％、および
Ｗ：０．０１〜１．０％
のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の棒鋼。
【請求項５】
前記棒鋼の前記化学成分が、質量％で、
Ｓｂ：０．０００５〜０．０１５０％、
Ｓｎ：０．００５〜２．０％、
Ｚｎ：０．０００５〜０．５０％、
Ｔｅ：０．０００３〜０．２０％、
Ｂｉ：０．００５〜０．５０％、および
Ｐｂ：０．００５〜０．５０％
のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の棒鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高周波焼入れ用の熱間圧延直接焼入れ棒鋼に関するものである。
本願は、２０１３年１１月１９日に、日本に出願された特願２０１３−２３９０３８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
自動車および建設機械などの機械類に使用される機械構造用部品（具体的には自動車用操舵装置、ドライブシャフト、および足回り部品等）は、棒鋼に切削加工などを施すことにより部品形状に成形して製造される。強度およびじん性が求められる機械構造用部品は、部品形状に成形した後に、さらにこれに焼入れ焼戻し（調質工程）を施すことにより、機械構造用部品が必要とする強度およびじん性を確保している。しかし、近年、部品製造コストの削減および環境保護のために、多量のエネルギーを使用する熱処理工程を省略することが求められている。調質工程である焼入れ焼戻しにおいても、同様の要望がなされている。調質工程を省略するための手段としては、機械構造用部品の素材である棒鋼を、まず熱間圧延直後にインラインで焼入れし、次いで棒鋼中心部の顕熱により復熱させること（自己焼戻し）が考えられる。しかし、復熱を利用して焼入れおよび焼戻しを行う場合、焼入れ深さがばらつくという問題がある。焼入れ深さがばらついた場合、棒鋼に曲がりが生じる。著しい曲がりが生じると、曲がり矯正加工を行うことが必要となり、形状不良による歩留まりが低下し、棒鋼の生産効率の低下を招く。棒鋼の生産効率を産業利用上好ましい水準に保つためには、棒鋼の曲がり量を３ｍｍ／ｍ未満に抑制する必要がある。【０００３】
棒鋼に関する従来技術としては、例えば、特許文献１〜７には熱間圧延直後の鋼材に直接焼入れ焼戻しする方法が開示されている。しかし、特許文献１はロッドミル丸鋼を対象としており、高周波焼入れ性を考慮していない。特許文献２は、冷却水量の制御によって鋼材の表層部組織を改善する方法を提案している。しかし、特許文献２に開示された技術においては、焼入れ深さの均一性が考慮されていない。特許文献３は、炭素量が０．０５〜０．３％である鋼材に係るものである。この炭素量は、高周波焼入れを表層硬化処理として適用するために不十分である。従って、特許文献３に開示された鋼材においては、高周波焼入れ性が不足している。特許文献４は、熱間加工後に直接焼入れと自己焼戻しとにより、表面から２ｍｍの深さまでの表層部における組織がソルバイト組織とされ、内部の組織がフェライト・パーライト組織とされた棒鋼を提案している。しかし、特許文献４は、焼入れ深さの均一性を考慮していない。特許文献５〜７は、フェライトとオーステナイトとが共存する状態での熱間圧延（いわゆる二相域圧延）を行う製造方法を開示している。しかし、このような熱間圧延によって得られる鋼材には脱炭が発生しやすいので、特許文献５〜７に開示された鋼材の高周波焼入れ性は不十分である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】日本国特開昭６０−１４１８３２号公報
【特許文献２】日本国特開昭６２−１０３３２３号公報
【特許文献３】日本国特開昭６２−０１３５２３号公報
【特許文献４】日本国特開平１−０３９３２４号公報
【特許文献５】日本国特開昭６１−０４８５２１号公報
【特許文献６】日本国特開平２−２１３４１５号公報
【特許文献７】日本国特開２０１０−１６８６２４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明者らは、上述した実情に鑑みて、中炭素鋼である高周波焼入れ用熱間圧延直接焼入れ棒鋼であって、高いき裂伝播停止特性と低温じん性とを有し、高周波焼入れ性、および被削性に優れ、焼入れ深さが均一であり、調質工程を含まず且つ生産性が高い製造方法によって製造される熱間圧延直接焼入れ棒鋼を提供することを、本発明の課題とした。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意研究した。その結果、中炭素鋼である高周波焼入れ用熱間圧延直接焼入れ棒鋼のき裂伝播停止特性、低温じん性、生産性、および高周波焼入れ性を改善するためには、棒鋼の成分を調整するという手段の他に、製造方法の最適化が必要であることを見出した。具体的には、熱間圧延前の加熱温度および加熱時間、圧延温度（特に圧延仕上温度）、ならびに冷却水流速の適切な制御により、ｂｃｃ相が微細であり且つ全脱炭が少ない組織を得ることと、冷却水の水膜厚さ、および復熱温度を適切に制御することにより、棒鋼の組織の、円周方向及び長手方向に沿ったばらつきを抑制し、且つ棒鋼に適度な硬さを付与することとが有用であることを知見した。本発明における「高周波焼入れ性が改善された棒鋼」とは、高周波焼入れした後に、組織が炭素量に応じた所定の硬さを有し、さらには棒鋼の硬さおよび組織のばらつきが小さい棒鋼を示す。【０００７】
本発明は以上の新規なる知見に基づいてなされたものであり、本発明の要旨は以下のとおりである。【０００８】
（１）本発明の一態様に係る棒鋼は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．８０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、Ｍｎ：０．０５〜２．５０％、Ａｌ：０．０１０〜０．３０％、Ｎ：０．００４０〜０．０３０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｃｒ：０〜３．０％、Ｍｏ：０〜１．５％、Ｃｕ：０〜２．０％、Ｎｉ：０〜５．０％、Ｂ：０〜０．００３５％、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｚｒ：０〜０．００５０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％、Ｒｅｍ：０〜０．０１５０％、Ｔｉ：０〜０．１５０％、Ｎｂ：０〜０．１５０％、Ｖ：０〜１．０％、Ｗ：０〜１．０％、Ｓｂ：０〜０．０１５０％、Ｓｎ：０〜２．０％、Ｚｎ：０〜０．５０％、Ｔｅ：０〜０．２０％、Ｂｉ：０〜０．５０％、およびＰｂ：０〜０．５０％を含有し、残部が鉄および不純物からなり、棒鋼の横断面の中心と前記棒鋼の前記横断面の外周との間に延在する直線における、前記直線での平均硬度よりもＨＶ２０以上高い硬度を有する領域を、前記直線の焼入れ領域と定義し、互いに４５°の角度をなす８本の前記直線の前記焼入れ領域の深さの最小値を、前記横断面の最小焼入れ深さと定義し、前記８本の前記直線の前記焼入れ領域の前記深さの最大値を、前記横断面の最大焼入れ深さと定義した場合、前記横断面の前記最大焼入れ深さと前記横断面の前記最小焼入れ深さとの差が１．５ｍｍ以下であり、前記棒鋼の長手方向に互いに１６５０ｍｍ離隔された３箇所それぞれにおける前記横断面の前記最大焼入れ深さの最大値と最小値との差が１．５ｍｍ以下であり、前記棒鋼の前記長手方向に互いに１６５０ｍｍ離隔された前記３箇所それぞれにおける前記横断面の前記最小焼入れ深さの最大値と最小値との差が１．５ｍｍ以下であり、前記棒鋼の表面から前記棒鋼の半径の２５％の深さまでの領域における組織が、１０面積％以下のフェライトと、ベイナイトおよびマルテンサイトのうち１種以上を含む残部とからなり、互いの結晶方位差が１５度以上である隣り合う結晶の間の境界を結晶粒界と定義し、前記結晶粒界によって囲まれた領域の円相当径を粒径と定義した場合、前記棒鋼の前記表面から前記棒鋼の前記半径の２５％の深さまでの前記領域におけるｂｃｃ相の前記粒径の平均値が１．０〜１０．０μｍであり、前記半径の５０％の深さから、前記棒鋼の中心までの領域における前記ｂｃｃ相の前記粒径の平均値が１．０〜１５．０μｍであり、前記表面から深さ５０μｍの箇所の硬さがＨＶ２００〜５００であり、全脱炭層深さＤＭ−Ｔが０．２０ｍｍ以下である。【０００９】
（２）上記（１）に記載の棒鋼では、前記棒鋼の前記化学成分が、質量％で、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．１０〜１．５％、Ｃｕ：０．１０〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜５．０％、およびＢ：０．００１０〜０．００３５％のうちの１種又は２種以上を含有してもよい。【００１０】
（３）上記（１）または（２）に記載の棒鋼では、前記棒鋼の前記化学成分が、質量％で、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、Ｚｒ：０．０００３〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、およびＲｅｍ：０．０００１〜０．０１５０％のうちの１種又は２種以上を含有してもよい。【００１１】
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の棒鋼では、前記棒鋼の前記化学成分が、質量％で、Ｔｉ：０．００３０〜０．０１５０％、Ｎｂ：０．００４〜０．１５０％、Ｖ：０．０３〜１．０％、およびＷ：０．０１〜１．０％のうちの１種又は２種以上を含有してもよい。【００１２】
（５）上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載の棒鋼では、前記棒鋼の前記化学成分が、質量％で、Ｓｂ：０．０００５〜０．０１５０％、Ｓｎ：０．００５〜２．０％、Ｚｎ：０．０００５〜０．５０％、Ｔｅ：０．０００３〜０．２０％、Ｂｉ：０．００５〜０．５０％、およびＰｂ：０．００５〜０．５０％のうちの１種又は２種以上を含有してもよい。
【発明の効果】
【００１３】
本発明の上記態様による高周波焼入れ用熱間圧延直接焼入れ棒鋼は、調質を行うことなく高いき裂伝播停止特性と母材低温じん性を有しかつ、熱間圧延後の焼入れ深さのばらつきが小さい。従って、本発明は、生産性、高周波焼入れ性が向上した棒鋼を得ることを可能とする。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】本発明の一実施形態に係る棒鋼の横断面の焼入れ深さ分布を説明する図である。
【図２】本発明の一実施形態に係る棒鋼の横断面を観察する長手方向位置を説明する図である。
【図３】本発明の一実施形態に係る棒鋼の構成を説明する図である。
【図４】本発明の一実施形態に係る棒鋼の、横断面のｂｃｃ相の粒径を測定する位置を説明する図である。
【図５】本発明の一実施形態に係る棒鋼の製造装置を構成する圧延ライン及び水冷装置の概要を例示する図である。
【図６】本発明の一実施形態に係る棒鋼の製造装置を構成する水冷装置の概要を例示する図である。
【図７】本発明の一実施形態に係る棒鋼の製造装置を構成する水冷装置の概要を例示する図である。
【図８】本発明の一実施形態に係る棒鋼の製造方法における、圧延直後の急冷および復熱の概要を例示する図である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
以下、本発明を実施するための形態（以下、本実施形態と略す）を詳細に説明する。
【００１６】
まず、本実施形態に係る棒鋼の化学成分の限定理由について説明する。以下、合金成分の含有量の単位「質量％」は、単に％と記載する。
【００１７】
（Ｃ：０．３０〜０．８０％）
Ｃは、棒鋼の強度に大きな影響を及ぼす元素である。Ｃ含有量が０．３０％未満である場合、高周波焼入れ後に十分な硬さが得られない。一方、Ｃ含有量が０．８０％を超える場合、高周波焼入れ時に残留オーステナイトが多量に発生し、これにより硬さの上昇が抑制される。よって、本実施形態に係る棒鋼においては、Ｃ含有量を０．３０〜０．８０％とする。上記効果をさらに有効に得るためのＣ含有量の好ましい下限値は、０．４０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
【００１８】
（Ｓｉ：０．０１〜１．５０％）
Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であり、フェライトの強化及び焼戻し軟化抵抗の向上に有効な元素でもある。Ｓｉ含有量が０．０１％未満である場合、その効果が不十分となる。Ｓｉ含有量が１．５０％を超える場合、棒鋼が脆化することにより材料特性が低下し、さらには浸炭性が低下する。従って、Ｓｉ含有量を０．０１〜１．５０％の範囲内にする必要がある。上記効果をさらに有効に得るためのＳｉ含有量の好ましい下限値は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限値は０．５０％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
【００１９】
（Ｍｎ：０．０５〜２．５０％）
Ｍｎは、鋼中のＳをＭｎＳとして固定する働きを有する。このＭｎＳは鋼中に分散する。さらにＭｎは、マトリックスに固溶させて、鋼の焼入れ性の向上および焼入れ後の鋼の強度の確保を達成するために必要な元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．０５％未満である場合、鋼中のＳとＦｅとが結合してＦｅＳを形成し、このＦｅＳが鋼を脆くする。一方、Ｍｎ含有量が２．５０％を超える場合、上述したＭｎが強度および焼入れ性に及ぼす影響が飽和する。よって、Ｍｎ含有量は０．０５〜２．５０％とする。上記効果をさらに有効に得るためのＭｎ含有量の好ましい下限値は０．２０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限値は１．８０％以下であり、さらに好ましくは１．６０％である。
【００２０】
（Ａｌ：０．０１０〜０．３０％）
Ａｌは、脱酸効果を有する。さらに、Ａｌは、Ａｌ窒化物（ＡｌＮ）となり、これにより結晶粒の粗大化を抑制する。加えて、Ａｌは、鋼中に存在する固溶ＮをＡｌＮとして固定する働きを有する。固溶Ｎは、Ｂを含有する場合、鋼中でＢと結びついてＢＮを形成することにより、鋼中の固溶Ｂ量を減少させる。鋼中にＢを含有する場合には、焼入れ性を高める固溶Ｂ量を確保するために有用である。上記の効果を得るためには、０．０１０％以上のＡｌを含有する必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が多すぎる場合、生成されたＡｌ２Ｏ３が疲労強度の低下および冷間鍛造割れを引き起こす。従って、Ａｌ含有量の上限値を０．３０％とする必要がある。上記の効果をさらに有効に得るためのＡｌ含有量の好ましい下限値は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限値は０．２５％以下であり、さらに好ましくは０．１５％である。
【００２１】
（Ｎ：０．００４０〜０．０３０％）
Ｎは、鋼中でＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶと結合することにより微細な窒化物又は炭窒化物を生成する。これら微細な窒化物または炭窒化物は、結晶粒の粗大化を抑制する効果を有する。Ｎ含有量が０．００４０％未満である場合、その効果が不十分となる。Ｎ含有量が０．０３０％を超える場合、上述の効果が飽和する。さらに、Ｎ含有量が０．０３０％を超える場合、熱間圧延の加熱時又は熱間鍛造の加熱時に未固溶の炭窒化物が棒鋼中に残存し、結晶粒の粗大化を抑制するために有効な微細な炭窒化物が少なくなる。従って、Ｎ含有量を０．００４０〜０．０３０％の範囲内にする必要がある。上記効果をさらに有効に得るためのＮ含有量の好ましい下限値は０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。Ｎ含有量の好ましい上限値は０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
【００２２】
（Ｐ：０．０３５％以下）
Ｐは不純物元素である。Ｐ含有量が０．０３５％を超える場合、鋳造特性及び熱間加工性が低下する。また、この場合、焼入れ前の棒鋼の硬さが高くなり、棒鋼の被削性が低下する。よってＰ含有量は０．０３５％以下とする。Ｐによる被削性、熱間加工性、および鋳造特性の低下をさらに抑制するために、Ｐ含有量の好ましい上限値は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｐ含有量は小さい方が良いので、Ｐ含有量の下限値を規定する必要は無い。Ｐ含有量の下限値を０％としてもよい。
【００２３】
（Ｓ：０．１０％以下）
Ｓは不純物元素である。またＳは、鋼中のＭｎと結合することによりＭｎＳを生成する。ＭｎＳは棒鋼の被削性を向上させるために有効であるが、Ｓ含有量が０．１０％を超えて含有する場合、このＭｎＳが粗大化する。粗大なＭｎＳは、熱間圧延時の割れの起点になるので、熱間加工性を低下させる。以上の理由から、Ｓ含有量を０．１０％以下にする必要がある。熱間加工性の低下をさらに抑制するためのＳ含有量の好ましい上限値は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｓ含有量の下限値を規定する必要は無い。Ｓ含有量の下限値を０％としてもよい。但し、被削性向上効果を安定して得るためには、Ｓの下限値は０．０２％である。
【００２４】
焼入れ性の向上および強度の向上のために、任意元素として、棒鋼はＣｒ：０〜３．０％、Ｍｏ：０〜１．５％、Ｃｕ：０〜２．０％、Ｎｉ：０〜５．０％、およびＢ：０〜０．００３５％を含有することができる。
【００２５】
（Ｃｒ：０〜３．０％）
Ｃｒは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Ｃｒ含有量の下限値は０％である。一方、Ｃｒは、棒鋼の焼入れ性を向上させ、また棒鋼に焼戻し軟化抵抗を付与する元素であるので、高強度化が必要な鋼はＣｒを含有することができる。Ｃｒを多量に含有させると、Ｃｒ炭化物が生成し、このＣｒ炭化物が棒鋼を脆化させる。よって、本実施形態に係る棒鋼においては、Ｃｒ含有量を０〜３．０％とする。上記効果を得るためにＣｒを含有させる場合、Ｃｒ含有量の好ましい下限値は０．１％であり、さらに好ましくは０．４％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限値は２．５％であり、さらに好ましくは２．０％である。
【００２６】
（Ｍｏ：０〜１．５％）
Ｍｏは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Ｍｏ含有量の下限値は０％である。一方、Ｍｏは、棒鋼に焼戻し軟化抵抗を付与し、且つ棒鋼の焼入れ性を向上させる元素であるので、高強度化が必要な鋼はＭｏを含有することができる。Ｍｏ含有量が１．５％超である場合、Ｍｏの効果は飽和する。よって、Ｍｏを含有させる場合は、Ｍｏ含有量の上限値を１．５％とする。上記効果を得るためにＭｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量の好ましい下限値は０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限値は１．１％であり、さらに好ましくは０．７０％である。
【００２７】
（Ｃｕ：０〜２．０％）
Ｃｕは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Ｃｕ含有量の下限値は０％である。一方、Ｃｕは、フェライトの強化、焼入れ性向上、及び耐食性向上のために有効な元素である。Ｃｕ含有量が２．０％超である場合、機械的性質に関する効果が飽和する。よって、Ｃｕを含有させる場合は、Ｃｕ含有量の上限値を２．０％とする。Ｃｕは、特に棒鋼の熱間延性を低下させ、熱間圧延時に生じる疵の原因となりやすいので、Ｎｉと同時に含有させることが好ましい。上記効果をさらに有効に得るためのＣｕ含有量の好ましい下限値は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限値は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
【００２８】
（Ｎｉ：０〜５．０％）
Ｎｉは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Ｎｉ含有量の下限値は０％である。一方、Ｎｉはフェライトの延性を向上、焼入れ性向上、及び耐食性向上のために有効な元素である。Ｎｉ含有量が５．０％超である場合、機械的性質に関する効果が飽和し、さらに棒鋼の被削性が低下する。よって、Ｎｉを含有させる場合は、Ｎｉ含有量の上限値を５．０％とする。上記効果をさらに有効に得るためのＮｉ含有量の好ましい下限値は０．１％であり、さらに好ましくは０．４％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限値は４．５％であり、さらに好ましくは３．５％である。
【００２９】
（Ｂ：０〜０．００３５％）
Ｂは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Ｂ含有量の下限値は０％である。一方、Ｂは、固溶Ｂとして粒界に偏析し、棒鋼の焼入性および粒界強度を向上させることにより、機械部品に要求される疲労強度および衝撃強度を向上する。一方、Ｂ含有量が０．００３５％超である場合、上記の効果が飽和し、さらに棒鋼の熱間延性が著しく低下する。従って、Ｂを含有させる場合は、Ｂ含有量の上限値を０．００３５％とする。上記の効果をさらに有効に得るためのＢ含有量の好ましい下限値は０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。Ｂ含有量の好ましい上限値は０．００３０％である。
【００３０】
さらに、酸化物及び硫化物形態制御を行うために、本実施形態に係る棒鋼は任意元素としてＣａ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｒｅｍの１種又は２種以上を含有してもよい。
【００３１】
（Ｃａ：０〜０．００５０％）
Ｃａは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Ｃａ含有量の下限値は０％である。一方、Ｃａは、脱酸元素であり、棒鋼中で酸化物を生成する。本実施形態に係る棒鋼のようにＡｌを含有する鋼では、Ｃａはカルシウムアルミネート（ＣａＯＡｌ２Ｏ３）を形成する。このＣａＯＡｌ２Ｏ３は、Ａｌ２Ｏ３よりも融点が低い酸化物であり、高速切削時に工具保護膜となるので、棒鋼の被削性を向上させる。しかし、Ｃａ含有量が０．００５０％超である場合、鋼中にＣａＳが生成し、このＣａＳは被削性を低下させる。よって、Ｃａを含有させる場合は、Ｃａ含有量の上限値を０．００５０％とする。上記効果をさらに有効に得るためのＣａ含有量の好ましい下限値は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％である。Ｃａ含有量の好ましい上限値は０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
【００３２】
（Ｚｒ：０〜０．００５０％）
Ｚｒは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Ｚｒ含有量の下限値は０％である。一方、Ｚｒは脱酸元素であり、棒鋼中で酸化物を生成する。その酸化物はＺｒＯ２であると考えられている。このＺｒＯ２はＭｎＳの析出核となるので、ＺｒＯ２は、ＭｎＳの析出箇所を増やすことによりＭｎＳを棒鋼中に均一分散し、被削性を向上する効果を有する。また、Ｚｒは、ＭｎＳ中に固溶して複合硫化物を生成し、ＭｎＳの変形能を低下させるので、熱間圧延及び熱間鍛造時におけるＭｎＳの伸延を抑制する働きもある。一方、Ｚｒ含有量が０．００５０％超である場合、棒鋼の歩留まりが極端に悪くなり、且つ、ＺｒＯ２およびＺｒＳ等の硬質な化合物が大量に生成することにより棒鋼の被削性、衝撃値及び疲労特性等の機械的性質が低下する。よって、Ｚｒを含有させる場合は、Ｚｒ含有量の上限値を０．００５０％とする。上記効果をさらに有効に得るためのＺｒ含有量の好ましい下限値は０．０００３％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限値は０．００３５％である。
【００３３】
（Ｍｇ：０〜０．００５０％）
Ｍｇは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Ｍｇ含有量の下限値は０％である。一方、Ｍｇは脱酸元素であり、鋼中で酸化物を生成する。そして、Ａｌによる脱酸が行われる場合には、Ｍｇは、被削性を低下させるＡｌ２Ｏ３の少なくとも一部をＭｇＯに改質する。ＭｇＯは比較的軟質であり且つ微細に分散するので、ＭｇＯは棒鋼の被削性を低下させない。従ってＭｇは、Ａｌを用いた脱酸による被削性低下を抑制する効果を有する。また、Ｍｇ酸化物は、ＭｎＳの核となることによりＭｎＳを微細分散させる効果も有する。さらに、Ｍｇは、ＭｎＳとの複合硫化物を生成することにより、ＭｎＳを球状化する効果も有する。一方、Ｍｇ含有量が０．００５０％を超える場合、ＭｇＳを形成することにより棒鋼の被削性を劣化させる。よって、Ｍｇを含有させる場合は、Ｍｇ含有量の上限値を０．００５０％とする。上記効果をさらに有効に得るためのＭｇ含有量の好ましい下限値は０．０００３％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限値は０．００４０％である。
【００３４】
（Ｒｅｍ：０〜０．０１５０％）
Ｒｅｍ（希土類元素）は任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Ｒｅｍ含有量の下限値は０％である。一方、Ｒｅｍは脱酸元素であり、低融点酸化物を生成することにより、鋳造時のノズル詰まりを抑制する効果を有する。さらにＲｅｍは、ＭｎＳ中に固溶するか、又はＭｎＳと結合することにより、ＭｎＳの変形能を低下させて、熱間圧延時及び熱間鍛造時のＭｎＳの伸延を抑制する働きもある。このように、Ｒｅｍは棒鋼の異方性の低減に有効な元素である。Ｒｅｍ含有量が０．０１５０％超である場合、大量に生成したＲｅｍの硫化物が被削性を悪化させる。よって、Ｒｅｍを含有させる場合は、Ｒｅｍ含有量の上限値を０．０１５０％とする。上記効果をさらに有効に得るためのＲｅｍ含有量の好ましい下限値は０．０００１％である。Ｒｅｍ含有量の好ましい上限値は０．０１００％である。
【００３５】
さらに、炭窒化物の形成による高強度化、および炭窒化物によるオーステナイト粒の整粒化のために、任意元素としてＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、およびＷの１種又は２種以上を含有することができる。
【００３６】
（Ｔｉ：０〜０．１５０％）
Ｔｉは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Ｔｉ含有量の下限値は０％である。一方、Ｔｉは、炭窒化物を形成することにより、オーステナイト粒の成長の抑制およびオーステナイト粒の強化に寄与する元素である。高強度化が必要な棒鋼、及び低歪を要求される棒鋼は、オーステナイト粒の粗大化を防止するための整粒化元素として、Ｔｉを含有してもよい。また、Ｔｉは脱酸元素でもあり、軟質酸化物を形成することにより、棒鋼の被削性を向上させる効果を有する。一方、Ｔｉを多量に含有させる場合、Ｔｉ系硫化物が生成され、被削性を改善するＭｎＳの含有量が減少するので、鋼の被削性が劣化する。よって、本実施形態に係る棒鋼においては、Ｔｉ含有量の上限値を０．１５０％とする。上記効果をさらに有効に得るためのＴｉ含有量の好ましい下限値は０．００３％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限値は０．１００％である。
【００３７】
（Ｎｂ：０〜０．１５０％）
Ｎｂは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Ｎｂ含有量の下限値は０％である。一方、Ｎｂは、炭窒化物を形成することにより、二次析出硬化による鋼の強化およびオーステナイト粒の成長の抑制に寄与する元素である。高強度化が必要な棒鋼及び低歪を要求される棒鋼は、粗大なオーステナイト粒の生成を防止するための整粒化元素として、Ｎｂを含有してもよい。Ｎｂ含有量が０．１５０％超である場合、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物が析出するので、機械的性質が損なわれる。よって、Ｎｂを含有させる場合はＮｂ含有量の上限値を０．１５０％とする。上記効果をさらに有効に得るためのＮｂ含有量の好ましい下限値は０．００４％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限値は０．１００％である。
【００３８】
（Ｖ：０〜１．０％）
Ｖは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Ｖ含有量の下限値は０％である。一方、Ｖは、炭窒化物を形成することにより、二次析出硬化による鋼の強化、オーステナイト粒の成長の抑制、及びオーステナイト粒の強化に寄与する元素である。高強度化が必要な棒鋼及び低歪を要求される棒鋼は、粗大なオーステナイト粒の生成を防止するための整粒化元素として、Ｖを含有しても良い。Ｖ含有量が１．０％超である場合、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物が析出するので、機械的性質が損なわれる。よって、Ｖを含有させる場合は、Ｖ含有量の上限値を１．０％とする。上記効果をさらに有効に得るためのＶ含有量の好ましい下限値は０．０３％である。
【００３９】
（Ｗ：０〜１．０％）
Ｗは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Ｗ含有量の下限値は０％である。一方、Ｗは、炭窒化物を形成することにより、二次析出硬化による鋼の強化に寄与する元素である。Ｗ含有量が１．０％超である場合、熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物が析出するので、機械的性質が損なわれる。よって、Ｗを含有させる場合は、Ｗ含有量の上限値を１．０％とする。上記効果をさらに有効に得るためのＷ含有量の好ましい下限値は０．０１％である。
【００４０】
さらに、被削性を向上させるために、任意元素としてＳｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｔｅ、Ｂｉ、およびＰｂの１種又は２種以上を含有することができる。
【００４１】
（Ｓｂ：０〜０．０１５０％）
Ｓｂは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Ｓｂ含有量の下限値は０％である。一方、Ｓｂは、フェライトを適度に脆化させることにより、棒鋼の被削性を向上させる。その効果は、特に固溶Ａｌ量が多い場合に顕著である。一方、Ｓｂ含有量が０．０１５０％を超える場合、Ｓｂのマクロ偏析が過多となるので、棒鋼の衝撃値が大きく低下する。よって、Ｓｂを含有させる場合は、Ｓｂ含有量の上限値は０．０１５０％とする。上記効果をさらに有効に得るためのＳｂ含有量の好ましい下限値は０．０００５％である。
【００４２】
（Ｓｎ：０〜２．０％）
Ｓｎは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Ｓｎ含有量の下限値は０％である。一方、Ｓｎは、フェライトを脆化させることにより工具寿命を延ばす効果と、棒鋼の表面粗さを改善する効果とを有する。しかしながら、Ｓｎ含有量が２．０％超である場合、その効果は飽和する。よって、Ｓｎを含有させる場合は、Ｓｎ含有量の上限値を２．０％とする。上記効果をさらに有効に得るためのＳｎ含有量の好ましい下限値は０．００５％である。
【００４３】
（Ｚｎ：０〜０．５０％）
Ｚｎは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Ｚｎ含有量の下限値は０％である。一方、Ｚｎは、フェライトを脆化させることにより工具寿命を延ばす効果と、表面粗さを改善する効果とを有する。しかしながら、Ｚｎ含有量が０．５０％超である場合、その効果は飽和する。よって、Ｚｎを含有させる場合は、Ｚｎ含有量の上限値を０．５０％とする。上記効果をさらに有効に得るためのＺｎ含有量の好ましい下限値は０．０００５％である。
【００４４】
（Ｔｅ：０〜０．２０％）
Ｔｅは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Ｔｅ含有量の下限値は０％である。一方、Ｔｅは被削性向上元素である。また、Ｔｅは、ＭｎＴｅの生成およびＭｎＳとの共存によって、ＭｎＳの変形能を低下させ、これによりＭｎＳの伸延を抑制する効果を有する。このように、Ｔｅは棒鋼の異方性の低減に有効な元素である。しかしながら、Ｔｅ含有量が０．２０％を超える場合、その効果が飽和し、且つ熱間延性が低下するのでＴｅが疵の原因になりやすい。よって、Ｔｅを含有させる場合は、Ｔｅ含有量の上限値を０．２０％とする。上記効果をさらに有効に得るためのＴｅ含有量の好ましい下限値は０．０００３％である。
【００４５】
（Ｂｉ：０〜０．５０％）
Ｂｉは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Ｂｉ含有量の下限値は０％である。一方、Ｂｉは、被削性向上元素である。しかしながら、Ｂｉ含有量が０．５０％超である場合、被削性向上効果が飽和し、且つ熱間延性の低下によってＢｉが疵の原因となりやすい。よって、Ｂｉを含有させる場合は、Ｂｉ含有量の上限値を０．５０％とする。上記効果をさらに有効に得るためのＢｉ含有量の好ましい下限値は０．００５％である。
【００４６】
（Ｐｂ：０〜０．５０％）
Ｐｂは任意元素であり、棒鋼の化学組成中に含有されなくてもよい。従って、Ｐｂ含有量の下限値は０％である。Ｐｂは、被削性向上元素である。しかしながら、Ｐｂ含有量が０．５０％超である場合、被削性向上効果が飽和し、且つ熱間延性の低下によってＰｂが疵の原因となりやすい。よって、Ｐｂを含有させる場合は、Ｐｂ含有量の上限値を０．５０％とする。上記効果をさらに有効に得るためのＰｂ含有量の好ましい下限値は０．００５％である。
【００４７】
上記に、本実施形態に係る棒鋼の化学成分について説明した。本実施形態に係る棒鋼の化学成分の残部はＦｅおよび不純物である。不純物とは、棒鋼を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、棒鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。なお、任意元素の好ましい下限について説明したが、任意元素の含有量が上述の好ましい下限値以下であっても、本実施形態に係る棒鋼の効果は損なわれない。従って、本実施形態に係る棒鋼において、任意元素を上述の好ましい下限値を下回って含有することは許容される。
【００４８】
次に、本実施形態に係る棒鋼の組織、及び硬さの規定理由について、棒鋼の構成を図示する図１〜４、棒鋼の製造装置の構成を図示する図５〜７、および棒鋼の製造方法を図示する図８を参照しながら説明する。
【００４９】
本発明者らは、高いき裂伝播停止特性、母材低温じん性、および高周波焼入れ性を有する棒鋼１が得られ、かつ調質を行うことなく高能率で棒鋼１の製造を可能とする方法について鋭意研究した。その結果、本発明者らは、高いき裂伝播停止特性と母材低温じん性と高周波焼入れ特性とを有する棒鋼１を得るためには、棒鋼１の表層領域１３の組織を焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、または焼戻しマルテンサイトとベイナイトとの混合組織とし、棒鋼１の表層領域１３の組織を微細化し、かつフェライトの生成を抑制することが有効であることを知見した。なお本発明では、棒鋼１の表面１５から棒鋼１の半径ｒの２５％の深さまでの領域を、表層領域１３と定義する。また、本発明では、焼戻しマルテンサイトのことを単に「マルテンサイト」と称する場合がある。さらに本発明者らは、このような特徴を有する棒鋼１を得るためには、棒鋼１を熱間圧延直後に急冷し、次いで復熱させることが有効であることを知見した。
【００５０】
一般的な調質は、焼入れおよび焼戻しを行う。焼入れ時の急冷では、棒鋼１がその中心部まで十分に冷却され、焼戻し時に棒鋼１が加熱される。この調質によって、所定の表面硬さと、高いき裂伝播停止特性および低温じん性とを備える棒鋼１が得られる。この棒鋼の横断面１０（棒鋼１の長手方向に垂直な断面）は、全面において、組織はフェライトの少ない焼戻しマルテンサイトであり、かつ微細化されている。一方、本実施形態に係る棒鋼１を製造する際には、棒鋼１を熱間圧延直後に急冷し、次いで棒鋼内部の顕熱による自己復熱を利用して棒鋼表面を加熱する。この場合、棒鋼１の表面部は一般的な調質と同様の熱処理を受けるが、棒鋼１の中心は冷却も加熱もされない。棒鋼１の中心部まで十分に冷却した場合には、復熱しなくなるので棒鋼１の表面部が十分に加熱されない。従って、復熱後の棒鋼１の表面硬さが過剰に上昇し、これにより棒鋼１の被削性が低下する。本発明者らは、復熱後の棒鋼１の表面の硬さの上昇を抑制するためには、棒鋼１の熱間圧延直後の急冷の条件を適切に制御し、表面のみ急冷と復熱を行うことにより、横断面１０の表層領域１３が微細な焼戻しマルテンサイトもしくはベイナイト、または焼戻しマルテンサイトとベイナイトとの混合組織とすることができることを知見した。また、本発明者らは、生産性を向上させるためには復熱後の焼入れ深さのばらつきの抑制が有効であることを知見した。
【００５１】
即ち、本実施形態に係る棒鋼１は、熱間圧延された直後に急冷され、次いで復熱された棒鋼１であって、棒鋼１の横断面１０の中心１２と前記棒鋼１の前記横断面１０の外周１１との間に延在する直線（線分）における、前記直線での平均硬度よりもＨＶ２０以上高い硬度を有する領域を、前記直線の焼入れ領域１０１と定義し、互いに４５°の角度をなす８本の前記直線の前記焼入れ領域１０１の深さの最小値を、前記横断面１０の最小焼入れ深さ１０３と定義し、前記８本の前記直線の前記焼入れ領域１０１の前記深さの最大値を、前記横断面１０の最大焼入れ深さ１０２と定義した場合、前記横断面１０の前記最大焼入れ深さ１０２と前記横断面１０の前記最小焼入れ深さ１０３との差が１．５ｍｍ以下であり、前記棒鋼１の長手方向に互いに１６５０ｍｍ離隔された３箇所Ｃ１、Ｃ２、およびＣ３それぞれにおける前記横断面１０の前記最大焼入れ深さ１０２の最大値と最小値との差が１．５ｍｍ以下であり、前記棒鋼１の前記長手方向に互いに１６５０ｍｍ離隔された前記３箇所Ｃ１、Ｃ２、およびＣ３それぞれにおける前記横断面１０の前記最小焼入れ深さ１０３の最大値と最小値との差が１．５ｍｍ以下であり、前記棒鋼１の表面１５から前記棒鋼１の半径ｒの２５％の深さまでの領域における組織が、１０面積％以下のフェライトと、ベイナイトおよびマルテンサイトのうち１種以上を含む残部とからなり、互いの結晶方位差が１５度以上である隣り合う結晶の間の境界を結晶粒界と定義し、前記結晶粒界によって囲まれた領域の円相当径を粒径と定義した場合、前記棒鋼１の前記表面１５から前記棒鋼１の前記半径ｒの２５％の深さまでの前記領域におけるｂｃｃ相の前記粒径の平均値が１．０〜１０．０μｍであり、前記半径ｒの５０％の深さから、前記棒鋼１の中心１２までの領域における前記ｂｃｃ相の前記粒径の平均値が１．０〜１５．０μｍであり、前記表面１５から深さ５０μｍの箇所１０５の硬さはＨＶ２００〜５００であり、全脱炭層深さＤＭ−Ｔが０．２０ｍｍ以下である。
【００５２】
（横断面の最大焼入れ深さと最小焼入れ深さとの差：１．５ｍｍ以下）
（棒鋼の長手方向に互いに１６５０ｍｍ離隔された３箇所それぞれにおける横断面の最大焼入れ深さの最大値と最大焼入れ深さの最小値との差：１．５ｍｍ以下）
（棒鋼の長手方向に互いに１６５０ｍｍ離隔された３箇所それぞれにおける横断面の最小焼入れ深さの最大値と最小焼入れ深さの最小値との差：１．５ｍｍ以下）
本実施形態に係る棒鋼１に関し、棒鋼の横断面１０の中心１２と棒鋼１の横断面１０の外周１１との間に延在する直線における、直線での平均硬度よりもＨＶ２０以上高い硬度を有する領域を、焼入れ領域１０１と定義し、互いに４５°の角度をなす８本の上記直線の焼入れ領域１０１の深さの最小値を、横断面１０の最小焼入れ深さ１０３と定義し、上記８本の直線の焼入れ領域１０１の深さの最大値を、横断面１０の最大焼入れ深さ１０２と定義する。
【００５３】
これら用語の定義に関し、図１を用いて以下に詳細に説明する。図１は、棒鋼１の任意の横断面１０（すなわち、棒鋼１の長手方向に垂直な面）を図示している。この横断面１０の中心１２と横断面１０の外周１１との間に延在する任意の直線上において、例えば２００μｍ間隔で硬度を連続的に測定した場合、この任意の直線における平均硬度が求められる。本実施形態に係る棒鋼１では、表面部だけが焼入れ焼戻しを受けているので、表面部の硬度は中心部の硬度よりも高い。この任意の直線において、この任意の直線における平均硬度よりもＨＶ２０以上高い硬度を有する領域は、焼入れ硬化を受けた領域であると見なされる。そこで、本実施形態に係る棒鋼１に関し、上述の焼入れ硬化を受けた領域を、この直線に係る焼入れ領域１０１と定義する。ある直線に係る焼入れ領域１０１の深さは、その直線上における焼入れ深さであると見なされる。さらに、本実施形態に係る棒鋼１に関し、互いに４５°の角度をなす８本の上記直線における焼入れ領域１０１の深さの最小値を、横断面１０の最小焼入れ深さ１０３と定義し、互いに４５°の角度をなす８本の上記直線における焼入れ領域１０１の深さの最大値を、横断面１０の最大焼入れ深さ１０２と定義し、横断面１０の最小焼入れ深さ１０３と最大焼入れ深さ１０２との差を横断面内焼入れ偏差１０４と定義する。横断面内焼入れ偏差１０４は、その横断面１０における焼入れ深さのばらつきを示す値であり、横断面内焼入れ偏差１０４が小さい横断面１０においては、焼入れが、横断面１０の円周方向に沿って均一に行われていると見なされる。
【００５４】
本実施形態に係る棒鋼１は、熱間圧延後の熱間圧延鋼材２０を急冷することにより製造される。この急冷の際に、冷却を熱間圧延鋼材２０の円周方向および長手方向に沿った全体にわたって可能な限り均一に行う必要がある。何故なら、不均一な冷却は焼入れ深さを不均一にし、これにより熱間圧延鋼材２０および棒鋼１の組織および硬度を円周方向および長手方向に沿って不均一にするからである。組織及び硬度の不均一は、熱間圧延鋼材２０の急冷の後に、熱間圧延鋼材２０に曲がりを生じさせ、または棒鋼１の高周波焼入れの後に、棒鋼１に曲がりを生じさせる。著しい曲がりが生じると、曲がり矯正加工を行う必要性と、形状不良による歩留まり低下とが生じ、棒鋼１の生産効率の低下を招く。棒鋼１の生産効率を産業利用上好ましい水準に保つためには、棒鋼１の曲がり量を３ｍｍ／ｍ未満に抑制する必要がある。
【００５５】
本発明者は、棒鋼１の曲がり量を抑制することにより棒鋼１の生産効率を良好に保つためには、棒鋼１の任意の横断面１０における横断面内焼入れ偏差１０４を１．５ｍｍ以下にするように棒鋼１を製造することが必要であることを知見した。これにより、円周方向に均一な焼入れ深さを有する棒鋼１が得られる。さらに本発明者らは、棒鋼１の長手方向に互いに１６５０ｍｍ離隔された３箇所Ｃ１、Ｃ２、およびＣ３それぞれにおける横断面１０の最大焼入れ深さ１０２の最大値と最大焼入れ深さ１０２の最小値との差（以下、Δｍａｘと略す）を１．５ｍｍ以下とし、棒鋼１の長手方向に互いに１６５０ｍｍ離隔された３箇所Ｃ１、Ｃ２、およびＣ３それぞれにおける横断面１０の最小焼入れ深さ１０３の最大値と最小焼入れ深さ１０３の最小値との差（以下、Δｍｉｎと略す）を１．５ｍｍ以下とするように棒鋼１を製造することが必要であることも知見した。これにより、長手方向に均一な焼入れ深さを有する棒鋼１が得られる。横断面内焼入れ偏差１０４、Δｍａｘ、およびΔｍｉｎのうち少なくとも１つが１．５ｍｍ超である場合、棒鋼１の曲がり量が３ｍｍ／ｍ以上になる。横断面内焼入れ偏差１０４、Δｍａｘ、およびΔｍｉｎの好ましい上限値は１．４ｍｍ、１．３ｍｍ、または１．２ｍｍである。横断面内焼入れ偏差１０４、Δｍａｘ、およびΔｍｉｎは小さい方が好ましいので、横断面内焼入れ偏差１０４、Δｍａｘ、およびΔｍｉｎの下限値は０ｍｍである。しかし、焼入れ深さのばらつきを完全に無くすことは難しいので、横断面内焼入れ偏差１０４、Δｍａｘ、およびΔｍｉｎの実質的な下限値が約０．７ｍｍとなる場合がある。
【００５６】
棒鋼１の任意の横断面１０における最大焼入れ深さ１０２および最小焼入れ深さ１０３を測定する方法は以下の通りである。まず、棒鋼１の横断面１０の中心１２と横断面１０の外周１１との間に延在する第１の直線を想定し、この第１の直線上において、中心１２から外周１１まで、任意の間隔で硬度測定を連続的に実施する。次いで、得られた硬度測定値から、第１の直線における平均硬度を算出する。さらに、第１の直線における平均硬度よりも２０ＨＶ以上高い硬度測定値を有する領域を焼入れ領域１０１とみなし、この焼入れ領域１０１の深さ（焼入れ深さ）を測定する。そして、第１の直線に対して４５°×（ｎ−１）の角度をなし、且つ棒鋼１の横断面１０の中心１２と横断面１０の外周１１との間に延在する第ｎの直線（ｎは２以上８以下の自然数）に関し、第１の直線と同様に、焼入れ深さを測定する。得られた８種類の焼入れ深さのうち最大のものを、その任意の横断面１０における最大焼入れ深さ１０２とし、最小のものを、その任意の横断面１０における最小焼入れ深さ１０３とする。上述の測定方法によって求められた焼入れ領域１０１は、通常、横断面１０の外周１１を起点とする連続した直線となる。もし焼入れ領域１０１が横断面１０の外周１１を起点とする連続した直線とならなかった場合、焼入れ領域１０１の画定のために用いられた硬度測定値が不正確であるおそれがある。硬度測定の条件および硬度測定の間隔は特に制限されない。本実施形態に係る棒鋼の径および硬度などを考慮すると、例えば硬度測定時の荷重を２００ｇとし、硬度測定の間隔を１００μｍとすればよい。
【００５７】
（表面から、棒鋼の半径の２５％の深さまでの領域におけるｂｃｃ相の粒径の平均値：１．０〜１０．０μｍ）
（棒鋼の半径の５０％の深さから、中心までの領域におけるｂｃｃ相の粒径の平均値：１．０〜１５．０μｍ）
棒鋼１は、機械部品などの構造材（例えばシャフト、ピン、シリンダーロッド、ステアリングラックバー、および鉄筋など）として使用される場合、何らかの衝撃、および想定を超える荷重によって破壊される際に、その破壊形態が曲損であることが、安全性の観点から求められる。一般的な構造材の破壊形態は、破断、すなわち構造材が分離する破壊形態である。一方、構造材の破壊形態が、例えば曲損などの、変形しか生じない（すなわち破断に至らない）破壊形態であることは、構造材の安全性にとって重要である。本発明者らは、棒鋼１が構造材として使用される状況を想定し、棒鋼１の表面部に高周波焼入れを施し、次いで本発明者らは、この棒鋼１を深さ１ｍｍのＵノッチを有する形状に加工することにより、試験片を作製した。そして、本発明者らは、この試験片に、−４０℃に冷却したエチルアルコール中で３点曲げ試験を行うことにより、各試験片の破壊形態に対するｂｃｃ相の粒径の影響を調査した。調査の結果、ｂｃｃ相が十分に微細化された試料、即ち棒鋼１の表面１５から棒鋼１の半径ｒの２５％の深さまでの領域（表層領域１３）のｂｃｃ相の粒径の平均値が１０．０μｍ以下であり、棒鋼１の半径ｒの５０％の深さから棒鋼１の中心１２までの領域（中心領域１４）のｂｃｃ相の粒径の平均値が１５．０μｍ以下である試料では、３点曲げ試験時にそのＵノッチの底からき裂が発生したが、このき裂の伝播が途中で停止した。従って、ｂｃｃ相が十分に微細化された試料の試験時の破壊形態は曲損であると判定された。また、ｂｃｃ相が十分に微細化された棒鋼１の中心部からシャルピー衝撃試験片を採取し、このシャルピー衝撃試験片に−４０℃でシャルピー衝撃試験を実施したところ、ｂｃｃ相が十分に微細化された棒鋼１の中心部のシャルピー吸収エネルギーが高かった。すなわち、ｂｃｃ相が十分に微細化された棒鋼１の中心部は優れたじん性を有していた。対して、ｂｃｃ相が十分に微細化されていない棒鋼１、すなわち表層領域１３のｂｃｃ相の粒径の平均値が１０．０μｍ超であり、および／または中心領域のｂｃｃ相の粒径の平均値が１５．０μｍを超える棒鋼１に対して、上述と同様の方法で三点曲げ試験およびシャルピー衝撃試験を実施したところ、三点曲げ試験では、試験片は曲損せず二分割された。即ち、ｂｃｃ相が十分に微細化されていない棒鋼１の破壊形態は破断であると判定された。さらに、シャルピー衝撃試験によれば、ｂｃｃ相が十分に微細化されていない棒鋼１の中心部のじん性が低いことがわかった。なお、本発明において、互いの結晶方位差が１５度以上である隣り合う結晶の間の境界が結晶粒界と定義され、前記結晶粒界によって囲まれた領域の円相当径が粒径と定義される。
【００５８】
以上の知見に鑑みて、本実施形態に係る棒鋼１において、表層領域１３のｂｃｃ相の粒径の平均値は１．０〜１０．０μｍと規定され、中心領域１４のｂｃｃ相の粒径の平均値は１．０〜１５．０μｍと規定された。なお、ｂｃｃ相の粒径の平均値を１．０μｍ以下にすることは工業的に困難であるので、表層領域１３および中心領域１４共に、ｂｃｃ相の粒径の平均値の下限は１．０μｍとした。表面１５からの深さが断面半径ｒの２５％から５０％までの中間領域は、表層領域１３の鋼組織から中心領域１４の鋼組織への遷移領域である。必要なｂｃｃ相の粒径の平均値を得るためには、熱間圧延の仕上圧延温度３１の適切な制御と、熱間圧延直後に十分な水量により急冷することとが有効である。
【００５９】
棒鋼１の表層領域１３および中心領域１４におけるｂｃｃ相の粒径の平均値の測定方法は特に規定されない。例えば、走査型電子顕微鏡に付属した電子線後方散乱回折法：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ−Ｂａｃｋ−Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ−Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ（ＥＢＳＤ）装置を用いて、図４に示される位置でのｂｃｃ相の粒径の平均値を測定することにより求めてもよい。棒鋼１の表層領域１３のｂｃｃ相の粒径の平均値の測定方法の一例は以下の通りである。まず棒鋼１の表面１５から２００μｍの深さの部位１６における４つの測定箇所と、棒鋼１表面１５から半径ｒの２５％の深さの部位１７における４つの測定箇所とからなる８つの測定箇所（図４中の黒い丸印）それぞれにおいて、４００×４００μｍの領域にかかるｂｃｃ相の結晶方位マップを作成する。次いで、このｂｃｃ相の結晶方位マップにおける方位差１５度以上の境界をｂｃｃ相の粒界とみなし、Ｊｏｈｎｓｏｎ−Ｓａｌｔｙｋｏｖの方法（「計量形態学」内田老鶴圃、Ｓ４７．７．３０発行、原著：Ｒ．Ｔ．ＤｅＨｏｆｆ，Ｆ．Ｎ．Ｒｈｉｎｅｓｓ．Ｐ１８９参照）を用いて、８つの測定箇所それぞれにおけるｂｃｃ相の粒径の平均値を求める。そして、これら８つの測定箇所それぞれにおけるｂｃｃ相の粒径の平均値を、さらに平均することにより、棒鋼１の表層領域１３のｂｃｃ相の粒径の平均値が求められる。棒鋼１の中心領域１４のｂｃｃ相の粒径の平均値の測定方法の一例は以下の通りである。まず、棒鋼１の表面１５から半径ｒの５０％の深さの部位１８における４つの測定箇所と、棒鋼１の表面１５から半径ｒの７５％の深さの部位１９における４つの測定箇所と、棒鋼１の横断面１０の中心１２における１つの測定箇所とからなる９つの測定箇所（図４中の白い丸印）それぞれにおけるｂｃｃ相の粒径の平均値を、上述の方法により求める。そして、これら９つの測定箇所それぞれにおけるｂｃｃ相の粒径の平均値を、さらに平均することにより、棒鋼１の中心領域１４のｂｃｃ相の粒径の平均値が求められる。なお、棒鋼１の表面１５から２００μｍの深さの部位１６における４つの測定箇所は、これら４つの測定箇所と棒鋼１の横断面１０の中心１２とを結ぶ線が互いに約９０度の角度をなすように選ばれる。棒鋼１の表面１０から半径ｒの２５％の深さの部位１７、棒鋼１の表面１０から半径ｒの５０％の深さの部位１８、および棒鋼１の表面１０から半径ｒの７５％の深さの部位１９それぞれにおける４つの測定箇所も、同様に選ばれる。
【００６０】
（表面から、棒鋼の半径の２５％の深さまでの領域の組織：１０面積％以下のフェライト、ならびにベイナイトおよびマルテンサイトのうち１種以上を含む残部）
（全脱炭層深さＤＭ−Ｔ：０．２０ｍｍ以下）
棒鋼１を機械部品などの構造材（例えばシャフト、ピン、シリンダーロッド、およびステアリングラックバーなど）として使用する場合、その表面部に所要の強度および耐摩耗性を持たせるために、高周波焼入れが施される。従って、構造材として用いられる棒鋼１には高周波焼入れ性が求められる。棒鋼１中の炭素濃度が低下した場合、高周波焼入れ性が劣化するので、所定の硬さが得られない。従って、棒鋼１表面の脱炭を抑制する必要がある。また、棒鋼１の表層領域１３のフェライト量が増加した場合、高周波焼入れは短時間（数秒）の加熱を行う処理であるので、高周波焼入れを行ったとしてもフェライトにおける炭素の拡散が不十分となる。この場合、フェライトであった部分の炭素濃度が低くなり、高周波焼入れ後の硬さが低下するので、高周波焼入れ性が劣化する。
【００６１】
高周波焼入れ性を良好にするために、本発明者らは、ＪＩＳ  Ｇ０５５８「鋼の脱炭層深さ測定方法」（Ｓｔｅｅｌｓ−Ｄｅｔｅｒｍｉｎａｔｉｏｎ  ｏｆ  ｄｅｐｔｈ  ｏｆ  ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）で規定される全脱炭層深さがＤＭ−Ｔで０．２０ｍｍ以下である必要があることを知見した。全脱炭層深さＤＭ−Ｔが０．２０ｍｍ超である場合、高周波焼入れ後の表面硬さが不足する等の不具合が生じる。
【００６２】
さらに本発明者らは、棒鋼１の表層領域１３における組織を、１０面積％以下のフェライトと、ベイナイトおよびマルテンサイトのうち１種以上を含む残部とからなるものと規定した。組織に関し規定範囲外であった場合、高周波焼入れ後の表面硬さ不足、および硬さのばらつき等の不具合が生じる。全脱炭を抑制するためには、熱間圧延時のビレット加熱温度およびビレット加熱時間の適切な制御と、熱間圧延直後の熱間圧延鋼材２０の急冷とが有効である。フェライトの析出を抑制するためには、熱間圧延直後の熱間圧延鋼材２０の急冷によって熱間圧延鋼材２０に焼入れを行うことにより、棒鋼１の組織をマルテンサイトおよびベイナイトのうち一種以上を含む組織とすることが有効である。なお、棒鋼１の表層領域１３の組織の残部は、マルテンサイトおよび／またはベイナイトの他に、５面積％以下のパーライト、および本実施形態に係る棒鋼の特性に影響を及ぼさない程度に微量のその他の組織を含有してもよい。しかしパーライトおよびその他の組織の含有は必須ではない。本実施形態に係る棒鋼１の、表層領域１３以外の部分に係る組織は、様々な形態を有する場合があり、さらに棒鋼１の特性への影響が少ないので、特に規定されないが、例えば、主にフェライト−パーライト組織であり、別の組織、例えばベイナイト、およびマルテンサイト等を含む場合がある。
【００６３】
（表面から深さ５０μｍの箇所の硬さ：ＨＶ２００〜５００）
棒鋼１を機械部品などの構造材（例えばシャフト、ピン、シリンダーロッド、およびステアリングラックバーなど）として使用する場合、棒鋼１を切削などの機械加工により必要な形状に加工することが一般的である。組織を微細にするために熱間圧延後の熱間圧延鋼材２０を急冷する場合、棒鋼１の硬さが上昇する。しかし、棒鋼１が過度に硬くなることにより、棒鋼１の切削性が劣化し、生産性の低下および切削コストの増加を招く。従って、棒鋼１の硬さの制御が必要である。本発明者らがプランジ切削加工によって被削性を調査した結果、復熱後の表面硬さ（表面から深さ５０μｍの箇所１０５の硬さ）がＨＶ５００を超える棒鋼１の被削性は、顕著に悪かった。よって、本実施形態に係る棒鋼１において、表面硬さはＨＶ５００以下と規定された（好ましくはＨＶ４５０以下、より好ましくはＨＶ４００以下）。なお、棒鋼１の表面硬さがＨＶ２００を下回ると部品として必要な強度を得ることができないので、復熱後の表面硬さの下限値はＨＶ２００とした。なお、棒鋼１の表面１５から深さ５０μｍの箇所１０５の硬さは、棒鋼１の横断面１０における、横断面１０の外周１１から５０μｍ内側の箇所１０５の硬度を測定することにより得られる。
【００６４】
本実施形態に係る棒鋼１の径は特に制限されない。しかしながら、製造装置の能力などを考慮すると、実質的には、棒鋼１の径は１９〜１２０ｍｍとなる。
【００６５】
次に、本実施形態に係る棒鋼１を製造するための方法を説明する。本実施形態に係る棒鋼１は、例えば、本実施形態に係る棒鋼１の化学成分を有する鋼材（ビレット）を１０００〜１２００℃に加熱して１００〜１３０秒保持する工程と、この鋼材を、仕上圧延温度３１が８５０〜９５０℃となるように熱間圧延して熱間圧延鋼材２０を得る工程と、この熱間圧延鋼材２０を熱間圧延の終了直後に冷却する工程であって、水膜厚さ２８３／熱間圧延鋼材２０の径が０．１〜０．５であり、水冷帯（水冷装置２４における、水冷開始点から水冷終了点までの領域）の長さ、熱間圧延鋼材２０が水冷帯を通過する速度、及び水冷帯内での冷却水２９の流速が適切に定められた条件で冷却する工程と、熱間圧延鋼材２０の表面を５００〜６００℃に復熱する工程と、熱間圧延鋼材２０を室温まで冷却する工程とを備える製造方法によって製造される。水冷帯の長さ、熱間圧延鋼材２０が水冷帯を通過する速度、及び水冷帯内での冷却水２９の流速は、冷却終了後に熱間圧延鋼材２０の表面温度が５００〜６００℃となるように適宜設定される必要がある。
【００６６】
上記のような組織を製造するためには、図５〜図７に例示されるような圧延ライン、及び冷却装置を用いればよい。加熱炉２１で加熱された鋼材を、熱間圧延機２２を用いて熱間圧延することにより、熱間圧延鋼材２０を得る。熱間圧延された熱間圧延鋼材２０を、熱間圧延直後に、水冷装置２４において急冷する。この水冷装置２４は複数の水冷パイプ２８によって構成されており、この水冷パイプ２８には、冷却水２９が、充満した状態で通水されている。水冷パイプ２８を熱間圧延鋼材２０が通過する際、冷却水２９は所定の水膜厚さ２８３を有する。水膜厚さ２８３とは、水冷パイプ２８の内表面と熱間圧延鋼材２０の外表面との間の平均距離である。すなわち、水膜厚さ２８３は、水冷パイプ２８の内周の半径から熱間圧延鋼材２０の半径を減じた値である。熱間圧延鋼材２０の外径は、棒鋼１の外径と略同一である。これら複数の水冷パイプ２８中に熱間圧延鋼材２０を適切な条件で通すことにより、熱間圧延鋼材２０の表面部のみに焼入れを行うことができる。水冷装置２４から出た熱間圧延鋼材２０の表面部は、熱間圧延鋼材２０の内部の顕熱によって復熱され、自己焼戻しされる。熱間圧延鋼材２０の熱間圧延直後の温度（仕上圧延温度３１と略同一）は、熱間圧延機２２の出口に設置された仕上圧延温度測定用放射温度計２３によって測定することができ、水冷温度３２は、水冷装置２４の出口に設置された水冷温度測定用放射温度計２５によって測定することができる。復熱温度３３は、復熱を実施する場所に設置された復熱温度測定用放射温度計２６によって測定することができる。図８に示されるように、復熱温度３３は、水冷が終了した時点以降における熱間圧延鋼材２０の表面の最大温度である。
【００６７】
熱間圧延前の加熱温度が１０００℃未満となる場合、圧延時の変形抵抗が大きくなるので、圧延荷重が増大する。この場合、圧延不能となる不具合、または仮に圧延出来たとしても大量の圧延疵が発生する等の不具合がある。また、熱間圧延前の加熱温度が１２００℃超となる場合、棒鋼１の脱炭深さが大きくなるので、高周波焼入れ後の硬さが不足する等の不具合がある。
【００６８】
熱間圧延前の加熱の保持時間が１００秒未満となる場合、ビレットの温度分布のばらつきが大きくなるので、熱間圧延時に割れ疵が発生する。また、熱間圧延前の加熱の保持時間が１３０秒超となる場合、過剰な脱炭が発生する。
【００６９】
熱間圧延の仕上げ温度が８５０℃未満となる場合、圧延疵が発生する不具合、および変形抵抗が増大する不具合が生じる。また、熱間圧延の仕上げ温度が９５０℃超となる場合、圧延後のｂｃｃ相の粒径が粗大になるので、高周波焼入れ後の組織が粗大化し、棒鋼１のき裂伝播停止特性が悪くなる等の不具合がある。
【００７０】
本実施形態に係る棒鋼１に必要とされる焼入れ深さおよび復熱温度３３は、水冷パイプ２８の設置数（水冷パイプ２８の長さの合計）、熱間圧延鋼材２０の通過速度、および水冷パイプ２８内の冷却水２９の流速を適切に制御することにより達成される。冷却水の通過方向２８１は、熱間圧延鋼材２０の通過方向２８２と反対である。水冷パイプ２８の設置数を多く、熱間圧延鋼材２０の通過速度を遅く、および／または冷却水２９の流速を速くすることにより、焼入れ深さが深くなり、且つ復熱温度が下がる。逆に、水冷パイプ２８の設置数を少なく、熱間圧延鋼材２０の通過速度を速く、および／または冷却水２９の流速を遅くすることにより、焼入れ深さが浅くなり、且つ復熱温度が高くなる。しかし、水冷パイプ２８の合計長さの変更による冷却条件の制御は、冷却設備の大型化および複雑化を招く。熱間圧延鋼材２０の通過速度の制御による冷却条件の制御は、棒鋼１の生産性を不安定にする。従って、工業的には、水冷パイプ２８の設置数（水冷パイプ２８の合計長さ）および熱間圧延鋼材２０の通過速度を一定とし、冷却水２９の流速を制御する方法が、冷却条件を最も容易に制御する方法である。
冷却条件は、冷却後の復熱温度（復熱によって上昇する熱間圧延鋼材２０の表面温度の最大値）が５００〜６００℃となるように適宜調整される必要がある。例えば水冷パイプ２８の合計長さが２０ｍであり、熱間圧延鋼材２０の通過速度が４ｍ／ｓである場合、冷却水２９の下限流速を０．４ｍ／ｓとし、好ましくは０．６ｍ／ｓとし、さらに好ましくは０．８ｍ／ｓとすることがよい。水冷パイプ２８の合計長さが２０ｍであり、熱間圧延鋼材２０の通過速度が４ｍ／ｓである場合、冷却水２９の流速の上限値は２ｍ／ｓである。冷却水２９の流速が早すぎる場合などには、冷却後の復熱温度が５００℃を下回る。
【００７１】
インラインで熱間圧延直後に急冷するプロセスでは、熱間圧延鋼材２０を均一に冷却することが重要である。不均一な冷却は、焼入れ深さのばらつきを生じさせるので、熱間圧延鋼材２０の組織および棒鋼１の組織が円周方向および長手方向に関して均一ではなくなる。上述のように、不均一な組織（不均一な焼入れ深さ）は、急冷後の熱間圧延鋼材２０および高周波焼入れ後の棒鋼１の曲がりの原因となる。過度の曲がりが生じると、曲がり矯正加工の追加および形状不良による歩留まり低下が生じるので、棒鋼１の生産効率の低下を招く。生産効率の低下を抑制するためには、圧延直後の急冷復熱後の焼入れ深さばらつきを小さくすればよい。
【００７２】
上述した横断面内焼入れ偏差１０４、Δｍａｘ、およびΔｍｉｎを１．５ｍｍ以下とするためには、水冷パイプ２８中に熱間圧延鋼材２０を通過させることにより熱間圧延鋼材２０を冷却するとき、熱間圧延鋼材２０を覆う水膜の厚さと熱間圧延鋼材２０の径との比Ｒ（Ｒ＝水膜厚さ２８３／熱間圧延鋼材２０の径）と、冷却水２９の流速とを適切に制御すればよい。Ｒをある一定の値以上に制御することと、冷却水の流速を適切な範囲とすることとが、熱間圧延鋼材２０を均一に冷却するために有効である。本発明者らは、実験により、Ｒが０．１以上である場合に棒鋼の横断面内焼入れ偏差１０４、Δｍａｘ、およびΔｍｉｎが１．５ｍｍ以下となることを知見した。そのため、Ｒの下限値は０．１であり、好ましくは０．１５であり、さらに好ましくは０．２である。しかし、Ｒが過剰に増加した場合、熱間圧延鋼材２０の搬送の抵抗が増加するので、搬送不良が発生し、生産性低下を招く。従って、Ｒの上限値は０．５である。
【００７３】
その他の冷却条件は、冷却後の復熱温度３３（復熱によって上昇する熱間圧延鋼材２０の表面温度の最大値）が５００〜６００℃となるように適宜調整される必要がある。例えば、水冷パイプ２８の合計長さが２０ｍ、および熱間圧延鋼材２０の通過速度が４ｍ／ｓである場合の冷却水２９の下限流速は０．４ｍ／ｓ、好ましくは０．６ｍ／ｓであり、さらに好ましくは０．８ｍ／ｓである。冷却水２９の流速が過度に速い場合、復熱温度３３の確保ができず、復熱後の表面硬さが増加するので、水冷パイプ２８の合計長さが２０ｍ、および熱間圧延鋼材２０の通過速度を４ｍ／ｓである場合、冷却水２９の流速の上限は２ｍ／ｓである。
復熱温度が５００℃未満となる場合、焼戻しが十分に行われないので、棒鋼の表面硬さが増大し、これにより棒鋼の被削性が低下する。復熱温度が６００℃超となる場合、焼入れ深さが不足する。
【実施例】
【００７４】
以下に本発明を実施例によって具体的に説明する。なお、これらの実施例は本発明を説明するためのものであって、本発明の範囲を限定するものではない。【００７５】
表１に示す化学成分を有する、縦幅１６２ｍｍ、横幅１６２ｍｍ、および重量２トンのビレットを、表２に示す条件下で、熱間圧延機を用いて熱間圧延することにより、φ３５ｍｍの熱間圧延鋼材を得た。熱間圧延直後に、φ３５ｍｍの熱間圧延鋼材を水冷装置によって急冷し、次いで復熱させた。復熱後の熱間圧延鋼材を室温まで空冷することにより棒鋼を得た。熱間圧延の仕上げ温度、冷却温度、および復熱温度は放射温度計を用いて測定した。各放射温度計、熱間圧延機、水冷装置、および冷却床の位置関係を図５〜図７に示し、棒鋼の温度推移を図８に示す。【００７６】
本発明に関わる熱間圧延ラインの概要を例示する図５〜図７を参照しながら、上述の製造方法を具体的に説明すると、以下の通りである。加熱炉２１で加熱したビレット（鋼材）を、熱間圧延機２２にて熱間圧延することにより、熱間圧延鋼材２０を得た。熱間圧延の仕上圧延温度３１を、仕上圧延温度測定用放射温度計２３を用いて測定した。熱間圧延直後に、熱間圧延鋼材２０を水冷装置２４にて急冷した。そして、熱間圧延鋼材２０を復熱させ、復熱温度測定用放射温度計２６を用いて復熱温度３３を測定し、さらに熱間圧延鋼材２０を冷却床２７にて空冷した。表２−１〜表２−３における「加熱温度」は、熱間圧延前の熱間圧延鋼材２０の加熱温度であり、「加熱時間」は、熱間圧延前の熱間圧延鋼材２０を上記加熱温度に保持する時間であり、「圧延仕上げ温度」は、熱間圧延の仕上げ温度であり、「水膜厚／鋼材径」は水膜の厚さと熱間圧延鋼材２０の径との比Ｒ（Ｒ＝水膜厚さ２８３／熱間圧延鋼材２０の径）であり、「水冷帯長さ」は水冷パイプ２８の合計長さであり、「水冷帯通過速度」は熱間圧延鋼材２０が水冷帯を通過する速度であり、「流速」は冷却水２９の流速である。【００７７】
本発明に関わる熱間圧延直後の急冷の概要を例示する図８を参照しながら、上述の製造方法における棒鋼表面の表面温度履歴を具体的に説明すると、以下の通りである。仕上圧延温度３１で仕上圧延された直後の熱間圧延鋼材２０の表面に、冷却水２９を注水した。この注水により、熱間圧延鋼材２０の表面部の温度は、水冷温度３２まで冷却された。次いで、熱間圧延鋼材２０の内部の顕熱によって、熱間圧延鋼材２０の表面が復熱温度３３に復熱された。そして、熱間圧延鋼材２０が冷却床２７で空冷された。【００７８】
〔曲がり量〕
熱間圧延鋼材２０を室温まで放冷して棒鋼１を得た後に、棒鋼１を５ｍの長さに切断した。この長さ５ｍの棒鋼１の両端に糸を張り、長さ５ｍの棒鋼１の長手方向中央部における糸と棒鋼１の表面１５との間隔を測定した。間隔の測定値を棒鋼１の長さ（即ち５ｍ）で割った値を、棒鋼１の曲がり量とした。【００７９】
〔脱炭層深さ〕
脱炭層深さは、ＪＩＳ  Ｇ０５５８「鋼の脱炭層深さ測定方法」で規定される方法で、全脱炭層深さＤＭ−Ｔを測定することにより求めた。【００８０】
〔横断面の硬さと焼入れ深さ〕
棒鋼１の横断面１０内を観察する長手方向位置（断面観察位置）Ｃ１、Ｃ２、およびＣ３を説明する図２に示す様に、３５００ｍｍの長さを有する棒鋼１の、端部から１００ｍｍ位置のＣ１およびＣ３と、棒鋼１の長手方向中央部のＣ２とからなる３箇所の断面観察位置において、棒鋼１を長手方向に対し垂直に切断した。Ｃ１、Ｃ２、およびＣ３は１６５０ｍｍ間隔で配置されている。これら切断面（横断面１０）を研磨し、以下に説明する手順に基づいて、研磨された横断面１０の硬度を測定した。まず、棒鋼１の横断面１０の中心１２と横断面１０の外周１１との間に延在する第１の直線を想定し、この第１の直線上において、任意の間隔で硬度測定を連続的に実施した。次いで、得られた硬度測定値から、第１の直線における平均硬度を算出した。さらに、第１の直線における平均硬度よりも２０ＨＶ以上高い硬度測定値を有する領域を焼入れ領域１０１とみなし、この焼入れ領域１０１の深さ（焼入れ深さ）を測定した。そして、第１の直線に対して４５°×（ｎ−１）の角度をなし、且つ棒鋼１の横断面１０の中心１２と横断面１０の外周１１との間に延在する第ｎの直線（ｎは２以上８以下の自然数）に関し、第１の直線と同様に、焼入れ深さを測定した。得られた８種類の焼入れ深さのうち最大のものを、その任意の横断面１０における最大焼入れ深さ１０２とし、最小のものを、その任意の横断面１０における最小焼入れ深さ１０３とし、両者の差を横断面内焼入れ偏差１０４とした。【００８１】
横断面内焼入れ偏差１０４の最大値は、Ｃ１、Ｃ２、およびＣ３それぞれにおける横断面内の焼入れ偏差１０４のうち最大のものとした。これは横断面の焼入れ深さのばらつきを示す。【００８２】
Δｍｉｎは、Ｃ１、Ｃ２、およびＣ３それぞれにおける横断面の最小焼入れ深さ１０３の最大値と最小値との差とした。これは長手方向の焼入れ深さのばらつきを示す。【００８３】
Δｍａｘは、Ｃ１、Ｃ２、およびＣ３それぞれにおける横断面の最大焼入れ深さ１０２の最大値と最小値との差とした。これは長手方向の焼入れ深さのばらつきを示す。【００８４】
〔棒鋼の表層領域のフェライト分率〕
棒鋼の横断面を研磨し、次いでナイタール腐食させた後に、棒鋼の表面から半径の２５％の深さ位置の組織を、光学顕微鏡を用いて倍率５００倍で写真撮影した。その後に写真を紙面に印刷し、紙面中のフェライト以外の部分は黒色で塗りつぶし、フェライト部分は白色のままとした。その後、画像解析装置により紙面を２値化し、白色の部分の面積が紙面（即ち測定視野）の面積に占める割合を求めた。測定視野面積に対するフェライト部分の面積の割合を、フェライト分率とみなした。【００８５】
〔ｂｃｃ相の粒径の平均値〕
ｂｃｃ相の粒径の平均値の測定は、走査型電子顕微鏡に付属した電子線後方散乱回折法：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ−Ｂａｃｋ−Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ−Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ（ＥＢＳＤ）装置を用いて、棒鋼のＣ断面（棒鋼の圧延方向に垂直な断面、即ち棒鋼の横断面）を対象として行われた。具体的な測定方法を、図４を参照しながら説明すると以下の通りである。
棒鋼１の表層領域１３のｂｃｃ相の粒径の平均値は、まず棒鋼１の表面１５から２００μｍの深さの部位１６における４つの測定箇所と、棒鋼１の表面１５から半径ｒの２５％の深さの部位１７における４つの測定箇所とからなる８つの測定箇所それぞれにおいて、４００×４００μｍの領域にかかるｂｃｃ相の結晶方位マップを作成し、次いで、このｂｃｃ相の結晶方位マップにおける方位差１５度以上の境界をｂｃｃ相の粒界とみなし、Ｊｏｈｎｓｏｎ−Ｓａｌｔｙｋｏｖの方法（「計量形態学」内田老鶴圃、Ｓ４７．７．３０発行、原著：Ｒ．Ｔ．ＤｅＨｏｆｆ，Ｆ．Ｎ．Ｒｈｉｎｅｓｓ．Ｐ１８９参照）を用いて、８つの測定箇所それぞれにおけるｂｃｃ相の粒径の平均値を求め、これら８つの測定箇所それぞれにおけるｂｃｃ相の粒径の平均値を、さらに平均することにより求めた。
棒鋼１の中心領域１４のｂｃｃ相の粒径の平均値は、まず、棒鋼１の表面１５から半径ｒの５０％の深さの部位１８における４つの測定箇所と、棒鋼１の表面１５から半径ｒの７５％の深さの部位１９における４つの測定箇所と、棒鋼１の横断面１０の中心１２における１つの測定箇所とからなる９つの測定箇所それぞれにおけるｂｃｃ相の粒径の平均値を上述の方法により求め、これら９つの測定箇所それぞれにおけるｂｃｃ相の粒径の平均値を、さらに平均することにより求めた。なお、棒鋼１の表面１５から２００μｍの深さの部位１６における４つの測定箇所は、これら４つの測定箇所と棒鋼１の横断面１０の中心１２とを結ぶ線が互いに約９０度の角度をなすように選ばれた。棒鋼１の表面１０から半径ｒの２５％の深さの部位１７、棒鋼１の表面１０から半径ｒの５０％の深さの部位１８、および棒鋼１の表面１０から半径ｒの７５％の深さの部位１９それぞれにおける４つの測定箇所も、同様に選ばれた。【００８６】
〔高周波焼入れ〕
高周波焼入れは、周波数が３００ｋＨｚおよび加熱時間が１．８ｓｅｃである条件下で行い、焼戻しは、加熱温度が１７０℃および保持時間が１時間である条件下で行った。高周波焼入れ後の棒鋼表面の硬さは、棒鋼１の長手方向に対し垂直に切断した面（横断面１０）の、棒鋼の表面から５０μｍの深さの８箇所において、荷重２００ｇの条件でマイクロビッカースを用いて測定することにより求められる８つの測定値のうち、最も低い値とした。上述の８箇所は、棒鋼の周に沿って均一に分布させた。すなわち、上述の８箇所と棒鋼の中心とを結ぶ８本の直線が互いに４５°の角度をなすようにした。高周波焼き入れ後の硬さがＨＶ７００未満である試料は、高周波焼入れ性に関し不合格であると判断した。表２−４〜表２−６における「高周波焼入れ硬さ」は、高周波焼入れ後の棒鋼表面の硬さを示す。【００８７】
〔三点曲げ〕
前述の条件で高周波焼入れをφ３５ｍｍの棒鋼１に施した後、表面１５から０．５ｍｍの深さまで表面１５を研削し、さらに研削後の表面に深さ１ｍｍのＵノッチ加工を行うことにより、三点曲げ試験片を作製した。この三点曲げ試験片に対し、−４０℃に冷却したエチルアルコール中でＪＩＳＺ２２４８「金属材料曲げ試験方法」（Ｍｅｔａｌｌｉｃ  ｍａｔｅｒｉａｌｓ―Ｂｅｎｄ  ｔｅｓｔ）に従って三点曲げ試験を行った。試験片は２号試験片とした。曲げは、１０ｍｍ／ｍｉｎの速度でパンチを下降させることにより行われた。また、曲げは、試験片が１５０度に曲がるまで行われた。三点曲げ試験において破断が生じた試料は不合格であると判断した。【００８８】
〔衝撃値〕
棒鋼１の横断面１０の中央から縦１０ｍｍ、横１０ｍｍ、および長さ５５ｍｍの形状を有する試験片材料を切り出した。この試験片材料に、深さ２ｍｍのＵノッチを形成することにより、Ｕノッチシャルピー試験片を作成した。このＵノッチシャルピー試験片を使用して、ＪＩＳＺ２２４２「金属材料のシャルピー衝撃試験方法」（Ｍｅｔｈｏｄ  ｆｏｒ  Ｃｈａｒｐｙ  ｐｅｎｄｕｌｕｍ  ｉｍｐａｃｔ  ｔｅｓｔ  ｏｆ  ｍｅｔａｌｌｉｃ  ｍａｔｅｒｉａａｌｓ）に準拠して、−４０℃でシャルピー衝撃試験を行った。シャルピー衝撃試験において吸収エネルギーが９０Ｊ／ｃｍ２未満である試料は不合格であると判断した。【００８９】
表３から明らかなように、本発明例は、同一炭素量の比較例と比較して、焼入れ深さばらつき、き裂伝播停止特性の指標である三点曲げ試験の破壊形態、および衝撃値に優れ、さらに高周波焼入れ硬さに関して特に問題がない。【００９０】
比較例Ｎｏ．２１は、炭素量が規定範囲よりも低いので、復熱後の表層硬さが低く、また高周波焼入れ硬さが低く、高周波焼入れ性にも劣る。【００９１】
比較例Ｎｏ．２２〜３０は、仕上げ圧延温度が規定範囲よりも高いので、表層領域および中心領域のｂｃｃ相の粒径の平均値が規定範囲を超えた。また、三点曲げ試験において、比較例Ｎｏ．２２〜３０ではノッチ底に発生したき裂伝播が停止せず、破断が生じた。さらに、比較例Ｎｏ．２２〜３０は衝撃値が低い。【００９２】
比較例Ｎｏ．３１〜３９は、冷却水の流速が速いので、冷却が過剰となり、復熱温度が下がった。その結果、比較例Ｎｏ．３１〜３９は、復熱後の表面硬さが規定範囲を超え、被削性に劣った。【００９３】
比較例Ｎｏ．４０〜４８は、熱間圧延前の加熱温度が高く、また熱間圧延前の加熱時間も長く、一方圧延仕上げ温度が低い。これら比較例Ｎｏ．４０〜４８は、全脱炭層深さが規定値を超えており、高周波焼入れ硬さが低く高周波焼入れ性に劣る。【００９４】
比較例Ｎｏ．４９〜５７は、圧延仕上げ温度が規定範囲を下回り、さらに熱間圧延後の冷却水の流速が遅いので、復熱温度が規定範囲を上回った。これら比較例Ｎｏ．４９〜５７では、フェライトの面積率が規定値を超えており、焼入れが不完全である。そのため表層領域および中心領域のｂｃｃ相の粒径が粗大となり、ノッチ底に発生したき裂伝播が停止せず破断し、衝撃値も低く母材じん性も低い。また、焼入れ深さのばらつきである、最大横断面内焼入れ偏差、Δｍａｘ、およびΔｍｉｎが規定値を超えており、曲がり量が多く生産性が阻害された。【００９５】
比較例Ｎｏ．５８〜６６は、棒鋼径に対して水膜厚さが薄いので、焼入れ深さのばらつきである、ΔｍａｘおよびΔｍｉｎが規定値を超えており、曲がり量が多く生産性が阻害された。【００９６】
【表１−１】
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【００９７】
【表１−２】
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【００９８】
【表１−３】
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【００９９】
【表２−１】
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【０１００】
【表２−２】
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【０１０１】
【表２−３】
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【０１０２】
【表２−４】
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【０１０３】
【表２−５】
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【０１０４】
【表２−６】
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【符号の説明】
【０１０５】
１      棒鋼
１０    横断面
１１    外周
１２    中心
１３    表層領域
１４    中心領域
１５    表面
１６    ２００μｍの深さの部位
１７    半径の２５％の深さの部位
１８    半径の５０％の深さの部位
１９    半径の７５％の深さの部位
１０１  焼入れ領域
１０２  横断面の最大焼入れ深さ
１０３  横断面の最小焼入れ深さ
１０４  横断面内焼入れ偏差
１０５  表面から深さ５０μｍの箇所
Ｃ１、Ｃ２、Ｃ３  断面観察位置
２０    熱間圧延鋼材
２１    加熱炉
２２    熱間圧延機
２３    仕上圧延温度測定用放射温度計
２４    水冷装置
２５    水冷温度測定用放射温度計
２６    復熱温度測定用放射温度計
２７    冷却床
２８    水冷パイプ
２９    冷却水
２８１  冷却水の通過方向
２８２  熱間圧延鋼材の通過方向
２８３  水膜厚さ
３１    仕上温度
３２    水冷温度
３３    復熱温度
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【国際調査報告】
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