技术领域本发明涉及一种高频淬火用热轧直接淬火棒钢(hotrolledanddirectlyquenchedrodsteel)。本申请基于2013年11月19日提出的日本专利申请特愿2013-239038号并主张其优先权，这里引用其内容。
背景技术：
汽车以及工程机械等机械类中使用的机械结构用部件(具体地说，为汽车用操舵装置、传动轴以及行走部件等)通过对棒钢实施切削加工等而成形为部件形状来进行制造。要求强度和韧性的机械结构用部件在成形为部件形状后，对其进一步实施淬火回火(调质工序)，从而确保机械结构用部件所需要的强度和韧性。但是，近年来，为了部件制造成本的削减以及环境保护，要求将使用大量能源的热处理工序予以省略。即使在作为调质工序的淬火回火中，也有同样的迫切期望。作为用于省略调质工序的手段，可以考虑对于作为机械结构用部件的原材料的棒钢，首先，在热轧后立即进行在线淬火，接着，利用棒钢中心部的显热进行回流换热(自回火)。但是，在利用回流换热而进行淬火和回火的情况下，存在的问题是淬火深度产生偏差。在淬火深度产生偏差的情况下，棒钢将发生弯曲。如果发生明显的弯曲，则需要进行弯曲矫直加工，成品率因形状不良而降低，从而招致棒钢的生产效率的降低。为了使棒钢的生产效率保持在产业利用上优选的水准，需要将棒钢的弯曲量抑制在低于3mm/m的水平。作为涉及棒钢的现有技术，例如在专利文献1～7中公开了对刚热轧后的钢材直接进行淬火回火的方法。但是，专利文献1以棒磨机圆钢为对象，并未考虑高频淬透性。专利文献2提出了一种通过控制冷却水量而改善钢材的表层部组织的方法。但是，在专利文献2所公开的技术中，并未考虑淬火深度的均匀性。专利文献3涉及一种碳含量为0.05～0.3％的钢材。为了使高频淬火适于作为表层硬化处理，该碳含量是不充分的。因此，在专利文献3所公开的钢材中，高频淬透性不足。专利文献4提出了一种棒钢，其在热加工后通过进行直接淬火和自回火，从而使从表面至2mm的深度处的表层部的组织设定为索氏体组织，而且内部的组织设定为铁素体-珠光体组织。但是，专利文献4并未考虑淬火深度的均匀性。专利文献5～7公开了一种进行在铁素体和奥氏体共存的状态下的热轧(所谓的双相区域轧制)的制造方法。但是，通过这样的热轧而得到的钢材由于容易发生脱碳，因而专利文献5～7中公开的钢材的高频淬透性并不充分。现有技术文献专利文献专利文献1：日本特开昭60-141832号公报专利文献2：日本特开昭62-103323号公报专利文献3：日本特开昭62-013523号公报专利文献4：日本特开平1-039324号公报专利文献5：日本特开昭61-048521号公报专利文献6：日本特开平2-213415号公报专利文献7：日本特开2010-168624号公报
技术实现要素：
发明所要解决的课题本发明人鉴于上述的实际情况，将提供一种如下的热轧直接淬火棒钢作为本发明的课题：该棒钢是作为中碳钢的高频淬火用热轧直接淬火棒钢，具有较高的裂纹传播停止特性和低温韧性，高频淬透性和切削性优良，淬火深度均匀，采用不包含调质工序且生产率较高的制造方法进行制造。用于解决课题的手段本发明人为解决上述课题而进行了潜心的研究。结果发现：为了改善作为中碳钢的高频淬火用热轧直接淬火棒钢的裂纹传播停止特性、低温韧性、生产率以及高频淬透性，除了调整棒钢的成分这一手段以外，还需要制造方法的最优化。具体地说，本发明人获得了如下的见解：通过适当控制热轧前的加热温度和加热时间、轧制温度(特别是终轧温度)、和冷却水流速而获得bcc相微细且总脱碳(totaldecarburization)较少的组织是有用的；通过适当控制冷却水的水膜厚度和回流换热温度而抑制棒钢组织沿圆周方向和长度方向的偏差、且赋予棒钢以适度的硬度也是有用的。本发明中的所谓“改善高频淬透性的棒钢”，是指在进行了高频淬火后，组织具有与碳含量相适应的规定的硬度，进而棒钢的硬度和组织的偏差较小的棒钢。本发明是基于以上新颖的见解而完成的，本发明的要旨如下所述。(1)本发明的一方式涉及一种棒钢，其化学成分以质量％计，含有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％以及Pb：0～0.50％，剩余部分包括铁和杂质；对于在棒钢的横断面的中心和所述棒钢的所述横断面的外周之间延伸的直线，在将所述直线中的具有比所述直线的平均硬度高HV20以上的硬度的区域定义为所述直线的淬火区域，将相互成45°角的8条所述直线的所述淬火区域的深度的最小值定义为所述横断面的最小淬火深度，将所述8条所述直线的所述淬火区域的所述深度的最大值定义为所述横断面的最大淬火深度的情况下，所述横断面的所述最大淬火深度和所述横断面的所述最小淬火深度之差为1.5mm以下；所述棒钢在长度方向相互间隔1650mm的3个部位各自的所述横断面的所述最大淬火深度的最大值和最小值之差为1.5mm以下，所述棒钢在所述长度方向相互间隔1650mm的所述3个部位各自的所述横断面的所述最小淬火深度的最大值和最小值之差为1.5mm以下；从所述棒钢的表面至所述棒钢的半径的25％的深度处的区域中的组织具有10面积％以下的铁素体、以及包含贝氏体和马氏体之中的1种以上的剩余部分；在将相互的结晶方位差(crystalorientationdifference)为15度以上的相邻的结晶之间的边界定义为晶界，且将被所述晶界包围的区域的当量圆直径定义为粒径的情况下，从所述棒钢的所述表面至所述棒钢的所述半径的25％的深度处的所述区域中的bcc相的所述粒径的平均值为1.0～10.0μm，从所述半径的50％的深度处至所述棒钢中心的区域中的所述bcc相的所述粒径的平均值为1.0～15.0μm，距所述表面深度为50μm的部位的硬度是HV200～500，总脱碳层深度(totaldecarburizedlayerthickness)DM-T为0.20mm以下。(2)根据上述(1)所述的棒钢，其中，所述棒钢的所述化学成分以质量％计，也可以含有Cr：0.1～3.0％、Mo：0.10～1.5％、Cu：0.10～2.0％、Ni：0.1～5.0％以及B：0.0010～0.0035％之中的1种或2种以上。(3)根据上述(1)或(2)所述的棒钢，其中，所述棒钢的所述化学成分以质量％计，也可以含有Ca：0.0001～0.0050％、Zr：0.0003～0.0050％、Mg：0.0003～0.0050％以及Rem：0.0001～0.0150％之中的1种或2种以上。(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的棒钢，其中，所述棒钢的所述化学成分以质量％计，也可以含有Ti：0.0030～0.0150％、Nb：0.004～0.150％、V：0.03～1.0％以及W：0.01～1.0％之中的1种或2种以上。(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的棒钢，其中，所述棒钢的所述化学成分以质量％计，也可以含有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％以及Pb：0.005～0.50％之中的1种或2种以上。发明的效果在本发明的上述方式的高频淬火用热轧直接淬火棒钢中，不进行调质便具有较高的裂纹传播停止特性和母材低温韧性，而且热轧后的淬火深度的偏差较小。因此，本发明可以获得生产率、高频淬透性得以提高的棒钢。附图说明图1是说明本发明的一实施方式的棒钢的横断面的淬火深度分布的图。图2是说明对本发明的一实施方式的棒钢的横断面进行观察的长度方向位置的图。图3是说明本发明的一实施方式的棒钢的构成的图。图4是说明对本发明的一实施方式的棒钢的横断面的bcc相的粒径进行测定的位置的图。图5是例示构成本发明的一实施方式的棒钢的制造装置的轧制线以及水冷装置的概要的图。图6是例示构成本发明的一实施方式的棒钢的制造装置的水冷装置的概要的图。图7是例示构成本发明的一实施方式的棒钢的制造装置的水冷装置的概要的图。图8是例示本发明的一实施方式的棒钢的制造方法中的刚轧制后的骤冷以及回流换热的概要的图。具体实施方式下面就用于实施本发明的方式(以下简称为本实施方式)进行详细的说明。首先，就本实施方式的棒钢的化学成分的限定理由进行说明。下面，合金成分的含量的单位“质量％”简记为“％”。(C：0.30～0.80％)C是对棒钢的强度产生较大影响的元素。在C含量低于0.30％的情况下，在高频淬火后不能得到充分的硬度。另一方面，在C含量超过0.80％的情况下，高频淬火时大量产生残余奥氏体，由此可以抑制硬度的上升。因此，在本实施方式的棒钢中，将C含量设定为0.30～0.80％。用于更有效地得到上述效果的C含量优选的下限值为0.40％，进一步优选为0.50％。(Si：0.01～1.50％)Si是对钢的脱氧有效的元素，也是对铁素体的强化以及抗回火软化性能的提高有效的元素。在Si含量低于0.01％的情况下，其效果并不充分。在Si含量超过1.50％的情况下，因棒钢脆化而使材料特性降低，进而使渗碳性降低。因此，需要使Si含量在0.01～1.50％的范围内。用于更有效地得到上述效果的Si含量优选的下限值为0.03％，进一步优选为0.05％。Si含量优选的上限值为0.50％，进一步优选为0.40％。(Mn：0.05～2.50％)Mn具有将钢中的S以MnS的形式进行固定的作用。该MnS分散于钢中。再者，Mn是为固溶于基体而实现钢的淬透性的提高以及淬火后钢的强度的确保所必需的元素。然而，在Mn含量低于0.05％的情况下，钢中的S和Fe键合而形成FeS，该FeS使钢变脆。另一方面，在Mn含量超过2.50％的情况下，上述的Mn对强度以及淬透性产生的影响达到饱和。因此，Mn含量设定为0.05～2.50％。用于更有效地得到上述效果的Mn含量优选的下限值为0.20％，进一步优选为0.30％。Mn含量优选的上限值为1.80％以下，进一步优选为1.60％。(Al：0.010～0.30％)Al具有脱氧效果。再者，Al成为Al氮化物(AlN)，由此抑制晶粒的粗大化。除此以外，Al具有将钢中存在的固溶N以AlN的形式进行固定的作用。固溶N在含有B的情况下，在钢中与B结合而形成BN，从而使钢中的固溶B量减少。在钢中含有B的情况下，Al对于确保使淬透性得以提高的固溶B量是有用的。为了得到上述的效果，需要含有0.010％以上的Al。然而，在Al含量过多的情况下，生成的Al2O3引起疲劳强度的降低以及冷锻开裂。因此，需要将Al含量的上限值设定为0.30％。用于更有效地得到上述效果的Al含量优选的下限值为0.015％，进一步优选为0.020％。Al含量优选的上限值为0.25％以下，进一步优选为0.15％。(N：0.0040～0.030％)N在钢中通过与Al、Ti、Nb以及V键合而生成微细的氮化物或者碳氮化物。这些微细的氮化物或者碳氮化物具有抑制晶粒的粗大化的效果。在N含量低于0.0040％的情况下，其效果并不充分。在N含量超过0.030％的情况下，则上述效果达到饱和。再者，在N含量超过0.030％的情况下，在热轧的加热时或者热锻的加热时，未固溶的碳氮化物在棒钢中残存下来，从而对抑制晶粒粗大化有效的微细的碳氮化物减少。因此，需要使N含量在0.0040～0.030％的范围内。用于更有效地得到上述效果的N含量优选的下限值为0.0045％，进一步优选为0.0050％。N含量优选的上限值为0.015％以下，进一步优选为0.010％。(P：0.035％以下)P为杂质元素。在P含量超过0.035％的情况下，铸造特性以及热加工性降低。另外，在此情况下，淬火前的棒钢的硬度升高，从而棒钢的切削性降低。因此，P含量设定为0.035％以下。为了进一步抑制因P引起的切削性、热加工性以及铸造特性的降低，P含量优选的上限值为0.025％，进一步优选为0.015％。P含量最好较小，因而没有必要规定P含量的下限值。也可以将P含量的下限值设定为0％。(S：0.10％以下)S为杂质元素。另外，S通过与钢中的Mn键合而生成MnS。MnS虽然对于提高棒钢的切削性是有效的，但在S含量含有超过0.10％的情况下，该MnS便粗大化。粗大的MnS在热轧时成为开裂的起点，因而使热加工性降低。基于以上的理由，有必要将S含量设定为0.10％以下。用于进一步抑制热加工性降低的S含量优选的上限值为0.05％，进一步优选为0.02％。没有必要规定S含量的下限值。也可以将S含量的下限值设定为0％。但是，为了稳定地得到切削性的提高效果，S的下限值为0.02％。为了淬透性的提高以及强度的提高，作为任选元素，棒钢可以含有Cr：0～3.0％、Mo：0～1.5％、Cu：0～2.0％、Ni：0～5.0％以及B：0～0.0035％。(Cr：0～3.0％)Cr为任选元素，在棒钢的化学组成中也可以不含有。因此，Cr含量的下限值为0％。另一方面，Cr由于是提高棒钢的淬透性，而且是赋予棒钢以抗回火软化性能的元素，因而在需要高强度化的钢中可以含有Cr。如果大量含有Cr，则生成Cr碳化物，该Cr碳化物使棒钢脆化。因此，在本实施方式的棒钢中，将Cr含量设定为0～3.0％。在为了得到上述效果而含有Cr的情况下，Cr含量优选的下限值为0.1％，进一步优选为0.4％。Cr含量优选的上限值为2.5％，进一步优选为2.0％。(Mo：0～1.5％)Mo为任选元素，在棒钢的化学组成中也可以不含有。因此，Mo含量的下限值为0％。另一方面，Mo由于是赋予棒钢以抗回火软化性能、且提高棒钢的淬透性的元素，因而在需要高强度化的钢中可以含有Mo。在Mo含量超过1.5％的情况下，Mo的效果达到饱和。因此，在含有Mo的情况下，将Mo含量的上限值设定为1.5％。在为了得到上述效果而含有Mo的情况下，Mo含量优选的下限值为0.10％，进一步优选为0.15％。Mo含量优选的上限值为1.1％，进一步优选为0.70％。(Cu：0～2.0％)Cu为任选元素，在棒钢的化学组成中也可以不含有。因此，Cu含量的下限值为0％。另一方面，Cu是对铁素体的强化、淬透性的提高以及耐蚀性的提高有效的元素。在Cu含量超过2.0％的情况下，与机械性质有关的效果达到饱和。因此，在含有Cu的情况下，将Cu含量的上限值设定为2.0％。Cu由于特别使棒钢的热延性降低、可能容易引起热轧时产生的缺陷，因而优选与Ni同时含有。用于更有效地得到上述效果的Cu含量优选的下限值为0.05％，进一步优选为0.10％。Cu含量优选的上限值为0.40％，进一步优选为0.30％。(Ni：0～5.0％)Ni为任选元素，在棒钢的化学组成中也可以不含有。因此，Ni含量的下限值为0％。另一方面，Ni是对提高铁素体的延展性、淬透性的提高以及耐蚀性的提高有效的元素。在Ni含量超过5.0％的情况下，与机械性质有关的效果达到饱和，进而使棒钢的切削性降低。因此，在含有Ni的情况下，将Ni含量的上限值设定为5.0％。用于更有效地得到上述效果的Ni含量优选的下限值为0.1％，进一步优选为0.4％。Ni含量优选的上限值为4.5％，进一步优选为3.5％。(B：0～0.0035％)B为任选元素，在棒钢的化学组成中也可以不含有。因此，B含量的下限值为0％。另一方面，B以固溶B的形式在晶界偏析，使棒钢的淬透性以及晶界强度得以提高，从而提高机械部件所要求的疲劳强度以及冲击强度。另一方面，在B含量超过0.0035％的情况下，上述的效果达到饱和，而且使棒钢的热延性显著降低。因此，在含有B的情况下，将B含量的上限值设定为0.0035％。用于更有效地得到上述效果的B含量优选的下限值为0.0010％，进一步优选为0.0015％。B含量优选的上限值为0.0030％。再者，为了进行氧化物以及硫化物的形态控制，本实施方式的棒钢也可以含有Ca、Zr、Mg、Rem之中的1种或者2种以上作为任选元素。(Ca：0～0.0050％)Ca为任选元素，在棒钢的化学组成中也可以不含有。因此，Ca含量的下限值为0％。另一方面，Ca为脱氧元素，在棒钢中生成氧化物。在如本实施方式的棒钢那样含有Al的钢中，Ca形成铝酸钙(CaOAl2O3)。该CaOAl2O3是熔点比Al2O3低的氧化物，在高速切削时成为工具保护膜，因而使棒钢的切削性得以提高。但是，在Ca含量超过0.0050％的情况下，在钢中生成CaS，该CaS使切削性降低。因此，在含有Ca的情况下，将Ca含量的上限值设定为0.0050％。用于更有效地得到上述效果的Ca含量优选的下限值为0.0001％，进一步优选为0.0002％。Ca含量优选的上限值为0.0035％，进一步优选为0.0030％。(Zr：0～0.0050％)Zr为任选元素，在棒钢的化学组成中也可以不含有。因此，Zr含量的下限值为0％。另一方面，Zr为脱氧元素，在棒钢中生成氧化物。其氧化物一般认为是ZrO2。该ZrO2由于成为MnS的析出核，因而ZrO2通过增加MnS的析出部位而使MnS在棒钢中均匀分散，从而具有提高切削性的效果。另外，Zr在MnS中固溶而生成复合硫化物，使MnS的变形能力降低，因而在热轧以及热锻时也具有抑制MnS的延伸的作用。另一方面，在Zr含量超过0.0050％的情况下，棒钢的成品率极端变差，且ZrO2以及ZrS等硬质的化合物大量生成，从而棒钢的切削性、冲击值以及疲劳特性等机械性质降低。因此，在含有Zr的情况下，将Zr含量的上限值设定为0.0050％。用于更有效地得到上述效果的Zr含量优选的下限值为0.0003％。Zr含量优选的上限值为0.0035％。(Mg：0～0.0050％)Mg为任选元素，在棒钢的化学组成中也可以不含有。因此，Mg含量的下限值为0％。另一方面，Mg为脱氧元素，在钢中生成氧化物。而且在采用Al进行脱氧的情况下，Mg将使切削性降低的Al2O3的至少一部分改质为MgO。MgO比较软质且微细分散，因而MgO不会使棒钢的切削性降低。因此，Mg具有抑制由使用Al进行脱氧产生的切削性降低的效果。另外，Mg氧化物也具有通过成为MnS的核而使MnS微细分散的效果。再者，Mg还具有通过生成与MnS的复合硫化物而使MnS球状化的效果。另一方面，在Mg含量超过0.0050％的情况下，通过形成MgS而使棒钢的切削性劣化。因此，在含有Mg的情况下，将Mg含量的上限值设定为0.0050％。用于更有效地得到上述效果的Mg含量优选的下限值为0.0003％。Mg含量优选的上限值为0.0040％。(Rem：0～0.0150％)Rem(稀土类元素)为任选元素，在棒钢的化学组成中也可以不含有。因此，Rem含量的下限值为0％。另一方面，Rem为脱氧元素，通过生成低熔点氧化物而具有抑制铸造时的喷嘴堵塞的效果。再者，Rem通过在MnS中固溶、或者与MnS键合而使MnS的变形能力降低，从而也具有热轧时以及热锻时抑制MnS的延伸的作用。这样一来，Rem是对棒钢的各向异性的降低有效的元素。在Rem含量超过0.0150％的情况下，大量生成的Rem的硫化物使切削性恶化。因此，在含有Rem的情况下，将Rem含量的上限值设定为0.0150％。用于更有效地得到上述效果的Rem含量优选的下限值为0.0001％。Rem含量优选的上限值为0.0100％。再者，为了因碳氮化物的形成而产生的高强度化以及因碳氮化物引起的奥氏体晶粒的粒径调整，可以含有Ti、Nb、V以及W之中的1种或者2种以上作为任选元素。(Ti：0～0.150％)Ti为任选元素，在棒钢的化学组成中也可以不含有。因此，Ti含量的下限值为0％。另一方面，Ti是通过形成碳氮化物而有助于抑制奥氏体晶粒的生长以及强化奥氏体晶粒的元素。需要高强度化的棒钢以及要求低应变的棒钢也可以含有Ti作为用于防止奥氏体晶粒的粗大化的粒径调整元素(sizingelement)。另外，Ti也是脱氧元素，通过形成软质氧化物而具有使棒钢的切削性得以提高的效果。另一方面，在大量含有Ti的情况下，生成Ti系硫化物，改善切削性的MnS的含量减少，因而使钢的切削性劣化。因此，在本实施方式的棒钢中，将Ti含量的上限值设定为0.150％。用于更有效地得到上述效果的Ti含量优选的下限值为0.003％。Ti含量优选的上限值为0.100％。(Nb：0～0.150％)Nb为任选元素，在棒钢的化学组成中也可以不含有。因此，Nb含量的下限值为0％。另一方面，Nb是通过形成碳氮化物而有助于因二次析出硬化引起的钢的强化以及奥氏体晶粒生长的抑制的元素。需要高强度化的棒钢以及要求低应变的棒钢也可以含有Nb作为用于防止粗大奥氏体晶粒的生成的粒径调整元素。在Nb含量超过0.150％的情况下，由于可能导致热裂的未固溶的粗大碳氮化物析出，因而机械性质受到损害。因此，在含有Nb的情况下，将Nb含量的上限值设定为0.150％。用于更有效地得到上述效果的Nb含量优选的下限值为0.004％。Nb含量优选的上限值为0.100％。(V：0～1.0％)V为任选元素，在棒钢的化学组成中也可以不含有。因此，V含量的下限值为0％。另一方面，V是通过形成碳氮化物而有助于因二次析出硬化引起的钢的强化、奥氏体晶粒生长的抑制以及奥氏体晶粒的强化的元素。需要高强度化的棒钢以及要求低应变的棒钢也可以含有V作为用于防止粗大奥氏体晶粒的生成的粒径调整元素。在V含量超过1.0％的情况下，由于可能导致热裂的未固溶的粗大碳氮化物析出，因而机械性质受到损害。因此，在含有V的情况下，将V含量的上限值设定为1.0％。用于更有效地得到上述效果的V含量优选的下限值为0.03％。(W：0～1.0％)W为任选元素，在棒钢的化学组成中也可以不含有。因此，W含量的下限值为0％。另一方面，W是通过形成碳氮化物而有助于因二次析出硬化引起的钢的强化的元素。在W含量超过1.0％的情况下，由于可能导致热裂的未固溶的粗大碳氮化物析出，因而机械性质受到损害。因此，在含有W的情况下，将W含量的上限值设定为1.0％。用于更有效地得到上述效果的W含量优选的下限值为0.01％。再者，为了提高切削性，可以含有Sb、Sn、Zn、Te、Bi以及Pb之中的1种或者2种以上作为任选元素。(Sb：0～0.0150％)Sb为任选元素，在棒钢的化学组成中也可以不含有。因此，Sb含量的下限值为0％。另一方面，Sb通过使铁素体适度脆化而提高棒钢的切削性。其效果特别在固溶Al量多的情况下较为明显。另一方面，在Sb含量超过0.0150％的情况下，由于Sb的宏观偏析过多，因而棒钢的冲击值大大降低。因此，在含有Sb的情况下，Sb含量的上限值设定为0.0150％。用于更有效地得到上述效果的Sb含量优选的下限值为0.0005％。(Sn：0～2.0％)Sn为任选元素，在棒钢的化学组成中也可以不含有。因此，Sn含量的下限值为0％。另一方面，Sn通过使铁素体脆化而具有延长工具寿命的效果，并具有改善棒钢的表面粗糙度的效果。然而，在Sn含量超过2.0％的情况下，其效果达到饱和。因此，在含有Sn的情况下，将Sn含量的上限值设定为2.0％。用于更有效地得到上述效果的Sn含量优选的下限值为0.005％。(Zn：0～0.50％)Zn为任选元素，在棒钢的化学组成中也可以不含有。因此，Zn含量的下限值为0％。另一方面，Zn通过使铁素体脆化而具有延长工具寿命的效果，并具有改善表面粗糙度的效果。然而，在Zn含量超过0.50％的情况下，其效果达到饱和。因此，在含有Zn的情况下，将Zn含量的上限值设定为0.50％。用于更有效地得到上述效果的Zn含量优选的下限值为0.0005％。(Te：0～0.20％)Te为任选元素，在棒钢的化学组成中也可以不含有。因此，Te含量的下限值为0％。另一方面，Te是切削性提高元素。另外，Te通过MnTe的生成以及与MnS的共存而使MnS的变形能力降低，由此具有抑制MnS的延伸的效果。这样一来，Te是对棒钢的各向异性的降低有效的元素。然而，在Te含量超过0.20％的情况下，其效果达到饱和，且热延性降低，因而Te容易成为缺陷的原因。因此，在含有Te的情况下，将Te含量的上限值设定为0.20％。用于更有效地得到上述效果的Te含量优选的下限值为0.0003％。(Bi：0～0.50％)Bi为任选元素，在棒钢的化学组成中也可以不含有。因此，Bi含量的下限值为0％。另一方面，Bi是切削性提高元素。然而，在Bi含量超过0.50％的情况下，切削性提高效果达到饱和，且因热延性的降低而使Bi容易成为缺陷的原因。因此，在含有Bi的情况下，将Bi含量的上限值设定为0.50％。用于更有效地得到上述效果的Bi含量优选的下限值为0.005％。(Pb：0～0.50％)Pb为任选元素，在棒钢的化学组成中也可以不含有。因此，Pb含量的下限值为0％。Pb为切削性提高元素。然而，在Pb含量超过0.50％的情况下，切削性提高效果达到饱和，且因热延性的降低而使Pb容易成为缺陷的原因。因此，在含有Pb的情况下，将Pb含量的上限值设定为0.50％。用于更有效地得到上述效果的Pb含量优选的下限值为0.005％。以上就本实施方式的棒钢的化学成分进行了说明。本实施方式的棒钢的化学成分的剩余部分包括Fe和杂质。所谓杂质，是指在工业生产棒钢时，从矿石或者废料等原料、或者因制造工序的各种原因而混入的成分，且在不会对棒钢产生不良影响的范围内允许的成分。此外，虽然就任选元素优选的下限进行了说明，但任选元素的含量即使在上述优选的下限值以下，本实施方式的棒钢的效果也不会受到损害。因此，在本实施方式的棒钢中，允许低于上述优选的下限值而含有任选元素。接着，对于本实施方式的棒钢的组织以及硬度的规定理由，一边参照图示棒钢的构成的图1～4、图示棒钢的制造装置的构成的图5～7以及图示棒钢的制造方法的图8一边进行说明。本发明人就可以得到具有较高的裂纹传播停止特性、母材低温韧性以及高频淬透性的棒钢1、且不进行调质而能够高效率地制造棒钢1的方法进行了潜心的研究。其结果是，本发明人获得了如下的见解：为了得到具有较高的裂纹传播停止特性、母材低温韧性和高频淬火特性的棒钢1，有效的方法是将棒钢1的表层区域13的组织设计为回火马氏体、贝氏体、或者回火马氏体和贝氏体的混合组织，使棒钢1的表层区域13的组织微细化，且对铁素体的生成进行抑制。此外，在本发明中，将从棒钢1的表面15至棒钢1的半径r的25％的深度处的区域定义为表层区域13。另外，在本发明中，有时将回火马氏体简称为“马氏体”。再者，本发明人还获得了如下的见解：为了得到具有这样的特征的棒钢1，有效的方法是在热轧后立即对棒钢1进行骤冷，接着使其进行回流换热。通常的调质是进行淬火和回火。在淬火时的骤冷中，棒钢1被充分冷却至其中心部，在回火时棒钢1被加热。通过该调质，可以得到具有规定的表面硬度和较高的裂纹传播停止特性以及低温韧性的棒钢1。该棒钢的横断面10(棒钢1的与长度方向垂直的断面)在整个面中，组织为铁素体较少的回火马氏体，而且是微细化的。另一方面，在制造本实施方式的棒钢1时，在对棒钢1热轧后立即进行骤冷，接着利用通过棒钢内部的显热进行的自回流换热而对棒钢表面进行加热。在此情况下，棒钢1的表面部受到与通常的调质同样的热处理，而棒钢1的中心既没有冷却也没有加热。在充分冷却至棒钢1的中心部的情况下，由于不会进行回流换热，因而棒钢1的表面部不会被充分加热。因此，回流换热后的棒钢1的表面硬度过剩上升，由此使棒钢1的切削性降低。本发明人获得了如下的见解：为了抑制回流换热后的棒钢1的表面硬度的上升，适当控制棒钢1刚热轧后的骤冷条件，仅在表面进行骤冷和回流换热，从而横断面10的表层区域13可以设计为微细的回火马氏体或者贝氏体、或者回火马氏体和贝氏体的混合组织。另外，本发明人还获得了如下的见解：为了提高生产率，抑制回流换热后的淬火深度的偏差是有效的。也就是说，本实施方式的棒钢1是热轧后立即进行骤冷、接着进行回流换热所得到的棒钢1，对于在棒钢1的横断面10的中心12和所述棒钢1的所述横断面10的外周11之间延伸的直线(线段)，在将所述直线中的具有比所述直线的平均硬度高HV20以上的硬度的区域定义为所述直线的淬火区域101，将相互成45°角的8条所述直线的所述淬火区域101的深度的最小值定义为所述横断面10的最小淬火深度103，将所述8条所述直线的所述淬火区域101的所述深度的最大值定义为所述横断面10的最大淬火深度102的情况下，所述横断面10的所述最大淬火深度102和所述横断面10的所述最小淬火深度103之差为1.5mm以下；所述棒钢1在长度方向相互间隔1650mm的3个部位C1、C2以及C3各自的所述横断面10的所述最大淬火深度102的最大值和最小值之差为1.5mm以下，所述棒钢1在所述长度方向相互间隔1650mm的所述3个部位C1、C2以及C3各自的所述横断面10的所述最小淬火深度103的最大值和最小值之差为1.5mm以下；从所述棒钢1的表面15至所述棒钢1的半径r的25％的深度处的区域中的组织具有10面积％以下的铁素体、以及包含贝氏体和马氏体之中的1种以上的剩余部分；在将相互的结晶方位差为15度以上的相邻的结晶之间的边界定义为晶界，且将被所述晶界包围的区域的当量圆直径定义为粒径的情况下，从所述棒钢1的所述表面15至所述棒钢1的所述半径r的25％的深度处的所述区域中的bcc相的所述粒径的平均值为1.0～10.0μm，从所述半径r的50％的深度处至所述棒钢1的中心12的区域中的所述bcc相的所述粒径的平均值为1.0～15.0μm，距所述表面15深度为50μm的部位105的硬度是HV200～500，总脱碳层深度DM-T为0.20mm以下。(横断面的最大淬火深度和最小淬火深度之差：1.5mm以下)(棒钢在长度方向相互间隔1650mm的3个部位各自的横断面的最大淬火深度的最大值和最大淬火深度的最小值之差：1.5mm以下)(棒钢在长度方向相互间隔1650mm的3个部位各自的横断面的最小淬火深度的最大值和最小淬火深度的最小值之差：1.5mm以下)在本实施方式的棒钢1中，对于在棒钢的横断面10的中心12和棒钢1的横断面10的外周11之间延伸的直线，将具有比在直线上的平均硬度高HV20以上的硬度的区域定义为淬火区域101，将相互成45°角的8条上述直线的淬火区域101的深度的最小值定义为横断面10的最小淬火深度103，将上述8条直线的淬火区域101的深度的最大值定义为横断面10的最大淬火深度102。关于这些术语的定义，下面使用图1进行详细的说明。图1图示出了棒钢1的任意横断面10(即棒钢1的与长度方向垂直的面)。在延伸于该横断面10的中心12和横断面10的外周11之间的任意直线上，当例如以200μm间隔连续地测定硬度时，求出该任意直线上的平均硬度。在本实施方式的棒钢1中，由于只是表面部接受淬火回火，因而表面部的硬度比中心部的硬度更高。在该任意直线上，具有比该任意直线上的平均硬度高HV20以上的硬度的区域被看作是受到了淬火硬化的区域。于是，对于本实施方式的棒钢1，将接受了上述淬火硬化的区域定义为该直线上的淬火区域101。某一直线上的淬火区域101的深度被看作是该直线上的淬火深度。再者，对于本实施方式的棒钢1，将相互成45°角的8条上述直线上的淬火区域101的深度的最小值定义为横断面10的最小淬火深度103，将相互成45°角的8条上述直线上的淬火区域101的深度的最大值定义为横断面10的最大淬火深度102，将横断面10的最小淬火深度103和最大淬火深度102之差定义为横断面内淬火偏差104。横断面内淬火偏差104是表示该横断面10中的淬火深度的偏差的值，在横断面内淬火偏差104较小的横断面10中，淬火可以看作是沿横断面10的圆周方向均匀地进行的。本实施方式的棒钢1通过对热轧后的热轧钢材20进行骤冷而制造。在该骤冷时，需要遍及整个热轧钢材20沿着其圆周方向和长度方向尽可能均匀地进行冷却。这是因为不均匀的冷却使淬火深度变得不均匀，由此使热轧钢材20以及棒钢1的组织和硬度沿着圆周方向和长度方向变得不均匀。组织和硬度的不均匀在热轧钢材20的骤冷之后，使热轧钢材20产生弯曲，或者在棒钢1的高频淬火之后，使棒钢1产生弯曲。如果发生明显的弯曲，则产生进行弯曲矫直加工的必要性、和因形状不良引起的成品率的降低，从而招致棒钢1的生产效率的降低。为了使棒钢1的生产效率保持在产业利用上优选的水准，需要将棒钢1的弯曲量抑制在低于3mm/m的水平。本发明人获得了如下的见解：为了通过抑制棒钢1的弯曲量而使棒钢1的生产效率保持为良好，需要制造棒钢1，从而使棒钢1的任意横断面10中的横断面内淬火偏差104为1.5mm以下。由此，可以得到具有在圆周方向均匀的淬火深度的棒钢1。再者，本发明人还获得了如下的见解：需要制造棒钢1，从而将棒钢1在长度方向相互间隔1650mm的3个部位C1、C2以及C3各自的横断面10的最大淬火深度102的最大值和最大淬火深度102的最小值之差(以下简记为Δmax)设定为1.5mm以下，并将棒钢1在长度方向相互间隔1650mm的3个部位C1、C2以及C3各自的横断面10的最小淬火深度103的最大值和最小淬火深度103的最小值之差(以下简记为Δmin)设定为1.5mm以下。由此，可以得到具有在长度方向均匀的淬火深度的棒钢1。在横断面内淬火偏差104、Δmax以及Δmin中的至少1个超过1.5mm的情况下，棒钢1的弯曲量达3mm/m以上。横断面内淬火偏差104、Δmax以及Δmin优选的上限值为1.4mm、1.3mm、或者1.2mm。横断面内淬火偏差104、Δmax以及Δmin由于优选为较小者，因而横断面内淬火偏差104、Δmax以及Δmin的下限值为0mm。但是，使淬火深度的偏差完全消失是困难的，所以横断面内淬火偏差104、Δmax以及Δmin的实质上的下限值往往大约为0.7mm。棒钢1的任意横断面10中的最大淬火深度102以及最小淬火深度103的测定方法如下所述。首先，假想在棒钢1的横断面10的中心12和横断面10的外周11之间延伸的第1直线，在该第1直线上，以任意的间隔连续地实施从中心12至外周11的硬度测定。接着，由所得到的硬度测定值算出第1直线上的平均硬度。再者，将第1直线上的具有比平均硬度高20HV以上的硬度测定值的区域看作是淬火区域101，对该淬火区域101的深度(淬火深度)进行测定。然后，对于与第1直线成45°×(n－1)角、且在棒钢1的横断面10的中心12和横断面10的外周11之间延伸的第n直线(n为2～8的自然数)，与第1直线同样，对淬火深度进行测定。将所得到的8种淬火深度中的最大者设定为该任意横断面10中的最大淬火深度102，将最小者设定为该任意横断面10中的最小淬火深度103。采用上述测定方法求出的淬火区域101通常是以横断面10的外周11为起点的连续的直线。在淬火区域101不是以横断面10的外周11为起点的连续的直线的情况下，用于划定淬火区域101的硬度测定值有可能是不正确的。硬度测定的条件以及硬度测定的间隔并没有特别的限制。考虑到本实施方式的棒钢的直径以及硬度等，例如可以将硬度测定时的载荷设定为200g，将硬度测定的间隔设定为100μm。(从表面至棒钢的半径的25％的深度处的区域中的bcc相的粒径的平均值：1.0～10.0μm)(从棒钢的半径的50％的深度处至中心的区域中的bcc相的粒径的平均值：1.0～15.0μm)棒钢1在用作机械部件等结构材料(例如轴、销、活塞杆、转向齿条以及钢筋等)的情况下，当因某种冲击以及超过设想的载荷而发生破坏时，从安全性的角度考虑要求其破坏形态为弯曲损伤。通常的结构材料的破坏形态是断裂即结构材料分离的破坏形态。另一方面，结构材料的破坏形态例如为弯曲损伤等仅发生变形(即不至于断裂)的破坏形态对结构材料的安全性来说是重要的。本发明人设想棒钢1用作结构材料的状况，对棒钢1的表面部实施高频淬火，接着本发明人将该棒钢1加工成具有深度为1mm的U缺口的形状，从而制作出试验片。然后，本发明人在冷却至-40℃的乙醇中对该试验片进行3点弯曲试验，从而调查了各试验片的bcc相的粒径对破坏形态的影响。调查的结果是，在bcc相充分微细化的试料即从棒钢1的表面15至棒钢1的半径r的25％的深度处的区域(表层区域13)的bcc相的粒径的平均值为10.0μm以下、且从棒钢1的半径r的50％的深度处至棒钢1的中心12的区域(中心区域14)的bcc相的粒径的平均值为15.0μm以下的试料中，在3点弯曲试验时，从其U缺口的底部发生了裂纹，但该裂纹的传播在中途停止。因此，bcc相充分微细化的试料在试验时的破坏形态可判定为弯曲损伤。另外，从bcc相充分微细化的棒钢1的中心部采集夏比冲击试验片，在-40℃下对该夏比冲击试验片实施夏比冲击试验，结果bcc相充分微细化的棒钢1的中心部的夏比吸收能较高。也就是说，bcc相充分微细化的棒钢1的中心部具有优良的韧性。与此相对照，对于bcc相未充分微细化的棒钢1即表层区域13的bcc相的粒径的平均值超过10.0μm、和/或中心区域的bcc相的粒径的平均值超过15.0μm的棒钢1，采用与上述同样的方法实施了三点弯曲试验和夏比冲击试验，结果在三点弯曲试验中，试验片不发生弯曲损伤而一分为二。也就是说，bcc相未充分微细化的棒钢1的破坏形态可判定为断裂。再者，根据夏比冲击试验，可知bcc相未充分微细化的棒钢1的中心部的韧性较低。此外，在本发明中，相互的结晶方位差在15度以上的相邻的结晶之间的边界被定义为晶界，被所述晶界包围的区域的当量圆直径被定义为粒径。鉴于以上的见解，在本实施方式的棒钢1中，表层区域13的bcc相的粒径的平均值规定为1.0～10.0μm，中心区域14的bcc相的粒径的平均值规定为1.0～15.0μm。此外，将bcc相的粒径的平均值设定为1.0μm以下在工业上是困难的，因而表层区域13以及中心区域14两者的bcc相的粒径的平均值的下限设定为1.0μm。距表面15的深度为断面半径r的25％至50％的中间区域是从表层区域13的钢组织向中心区域14的钢组织的过渡区域。为了获得必要的bcc相的粒径的平均值，热轧的终轧温度31的适当控制和在热轧后立即采用充分的水量进行骤冷是有效的。棒钢1的表层区域13和中心区域14中的bcc相的粒径的平均值的测定方法并没有特别的规定。例如，也可以使用附属于扫描型电子显微镜的电子背散射衍射法：Electron-Back-Scattering-Diffraction(EBSD)装置，通过测定图4所示的位置的bcc相的粒径的平均值而求出。棒钢1的表层区域13的bcc相的粒径的平均值的测定方法的一个例子如下所述。首先，对于由距棒钢1的表面15为200μm的深度部位16的4个测定部位、和距棒钢1表面15为半径r的25％的深度部位17的4个测定部位构成的8个测定部位(图4中的黑圆圈标记)，分别制作出了400×400μm的区域的bcc相的结晶方位图。接着，将该bcc相的结晶方位图中的方位差在15度以上的边界看作是bcc相的晶界，使用Johnson-Saltykov的方法(参照“計量形态学”内田老鹤圃、S47.7.30发行、原著：R.T.DeHoff，F.N.Rhiness.P189)，求出8个测定部位各自的bcc相的粒径的平均值。然后，对这8个测定部位各自的bcc相的粒径的平均值进一步平均，从而求出棒钢1的表层区域13的bcc相的粒径的平均值。棒钢1的中心区域14的bcc相的粒径的平均值的测定方法的一个例子如下所述。首先，采用上述的方法求出由距棒钢1的表面15为半径r的50％的深度部位18的4个测定部位、距棒钢1的表面15为半径r的75％的深度部位19的4个测定部位、和棒钢1的横断面10的中心12的1个测定部位构成的9个测定部位(图4中的白圆圈标记)各自的bcc相的粒径的平均值。然后，对这9个测定部位各自的bcc相的粒径的平均值进一步平均，从而求出棒钢1的中心区域14的bcc相的粒径的平均值。此外，距棒钢1的表面15为200μm的深度部位16的4个测定部位被选择为：将这4个测定部位和棒钢1的横断面10的中心12连结而成的线相互成大约90度的角度。距棒钢1的表面10为半径r的25％的深度部位17、距棒钢1的表面10为半径r的50％的深度部位18以及距棒钢1的表面10为半径r的75％的深度部位19各自的4个测定部位也同样地进行选择。(从表面至棒钢的半径的25％的深度处的区域的组织：10面积％以下的铁素体以及包含贝氏体和马氏体之中的1种以上的剩余部分)(总脱碳层深度DM-T：0.20mm以下)在将棒钢1用作机械部件等结构材料(例如轴、销、活塞杆以及转向齿条等)的情况下，为了使其表面部具有所需要的强度以及耐磨性而实施高频淬火。因此，作为结构材料使用的棒钢1要求高频淬透性。在棒钢1中的碳浓度降低的情况下，由于高频淬透性劣化，因而不能得到规定的硬度。因此，需要抑制棒钢1表面的脱碳。另外，在棒钢1的表层区域13的铁素体量增加的情况下，由于高频淬火为进行短时间(几秒钟)加热的处理，因而即使进行高频淬火，铁素体中的碳的扩散并不充分。在此情况下，铁素体部分的碳浓度降低，而且高频淬火后的硬度降低，因而高频淬透性劣化。为了使高频淬透性变得良好，本发明人获得了如下的见解：在JISG0558“钢的脱碳层深度测定方法”(Steels-Determinationofdepthofdecarburization)中规定的总脱碳层深度以DM-T计必须为0.20mm以下。在总脱碳层深度DM-T超过0.20mm的情况下，将产生高频淬火后的表面硬度不足等不良情况。再者，本发明人将棒钢1的表层区域13中的组织规定为具有10面积％以下的铁素体、以及包含贝氏体和马氏体之中的1种以上的剩余部分。关于组织，当在规定范围以外时，将产生高频淬火后的表面硬度不足以及硬度的偏差等不良情况。为了抑制总脱碳，热轧时的钢坯加热温度以及钢坯加热时间的适当控制、和刚热轧后的热轧钢材20的骤冷是有效的。为了抑制铁素体的析出，通过刚热轧后的热轧钢材20的骤冷而对热轧钢材20进行淬火，由此将棒钢1的组织设定为包含马氏体和贝氏体之中的1种以上的组织是有效的。此外，棒钢1的表层区域13的组织的剩余部分除马氏体和/或贝氏体以外，还可以含有5面积％以下的珠光体以及不会对本实施方式的棒钢的特性产生影响这种程度的微量的其它组织。但是，珠光体以及其它组织的含有不是必需的。本实施方式的棒钢1除表层区域13以外的部分的组织往往具有各种各样的形态，而且对棒钢1的特性的影响较少，因而没有特别的规定，但例如主要为铁素体-珠光体组织，有时含有别的组织例如贝氏体以及马氏体等。(距表面深度为50μm的部位的硬度：HV200～500)在将棒钢1用作机械部件等结构材料(例如轴、销、活塞杆以及转向齿条等)的情况下，一般采用切削等机械加工将棒钢1加工成需要的形状。为了使组织变得微细，在对热轧后的热轧钢材20进行骤冷的情况下，棒钢1的硬度上升。但是，通过使棒钢1过度变硬，棒钢1的切削性发生劣化，从而招致生产率的降低以及切削成本的增加。因此，棒钢1的硬度需要加以控制。本发明人采用横向进给式切削加工对切削性进行了调查，结果回流换热后的表面硬度(距表面深度为50μm的部位105的硬度)超过HV500的棒钢1的切削性明显变差。因此，在本实施方式的棒钢1中，表面硬度规定为HV500以下(优选为HV450以下，更优选为HV400以下)。此外，如果棒钢1的表面硬度低于HV200，则不能获得作为部件所需要的强度，因而回流换热后的表面硬度的下限值设定为HV200。此外，棒钢1距表面15深度为50μm的部位105的硬度可以通过测定棒钢1的横断面10中的从横断面10的外周11往内侧50μm的部位105的硬度来得到。本实施方式的棒钢1的直径并没有特别的限制。然而，考虑到制造装置的能力等，棒钢1的直径实质上为19～120mm。接着，就用于制造本实施方式的棒钢1的方法进行说明。本实施方式的棒钢1采用如下的制造方法进行制造，该制造方法例如具有以下工序：将具有本实施方式的棒钢1的化学成分的钢材(钢坯)加热至1000～1200℃并保持100～130秒钟的工序；以终轧温度31为850～950℃的方式对该钢材进行热轧而得到热轧钢材20的工序；热轧结束后立即对该热轧钢材20进行冷却，且在水膜厚度283/热轧钢材20的直径为0.1～0.5、并适当规定了水冷带(水冷装置24中从水冷开始点至水冷结束点的区域)的长度、热轧钢材20通过水冷带的速度以及水冷带内的冷却水29的流速的条件下进行冷却的工序；使热轧钢材20的表面回流换热至500～600℃的工序；以及将热轧钢材20冷却至室温的工序。水冷带的长度、热轧钢材20通过水冷带的速度以及水冷带内的冷却水29的流速需要进行适当的设定，从而使冷却结束后，热轧钢材20的表面温度为500～600℃。为了制造上述的组织，可以使用图5～图7中例示的轧制线以及冷却装置。将在加热炉21中加热过的钢材使用热轧机22进行热轧，从而得到热轧钢材20。对热轧过的热轧钢材20在热轧后立即于水冷装置24中进行骤冷。该水冷装置24由多根水冷管28构成，在充满冷却水29的状态下向该水冷管28通水。在热轧钢材20通过水冷管28时，冷却水29具有规定的水膜厚度283。所谓水膜厚度283，是指水冷管28的内表面和热轧钢材20的外表面之间的平均距离。也就是说，水膜厚度283是从水冷管28的内周的半径中减去热轧钢材20的半径所得到的值。热轧钢材20的外径与棒钢1的外径大致相同。在适当的条件下，使热轧钢材20在这多根水冷管28中通过，由此可以仅对热轧钢材20的表面部进行淬火。从水冷装置24中出来的热轧钢材20的表面部借助于热轧钢材20的内部的显热而进行回流换热，从而进行自回火。热轧钢材20刚热轧后的温度(与终轧温度31大致相同)可以通过在热轧机22的出口设置的终轧温度测定用辐射温度计23进行测定，水冷温度32可以通过在水冷装置24的出口设置的水冷温度测定用辐射温度计25进行测定。回流换热温度33可以通过在实施回流换热的场所设置的回流换热温度测定用辐射温度计26进行测定。如图8所示，回流换热温度33为水冷结束的时点以后的热轧钢材20表面的最大温度。在热轧前的加热温度低于1000℃的情况下，由于轧制时的变形阻力增大，因而轧制载荷增大。在此情况下，具有不能进行轧制的不良情况，或者具有即使能够进行轧制也产生大量轧制缺陷等不良情况。另外，在热轧前的加热温度超过1200℃的情况下，棒钢1的脱碳深度增大，因而具有高频淬火后的硬度不足等不良情况。在热轧前的加热的保持时间低于100秒的情况下，由于钢坯的温度分布的偏差增大，因而热轧时产生开裂缺陷。另外，在热轧前的加热的保持时间超过130秒的情况下，则产生过剩的脱碳。在热轧的终轧温度低于850℃的情况下，则发生产生轧制缺陷的不良情况以及变形阻力增大的不良情况。另外，在热轧的终轧温度超过950℃的情况下，轧制后的bcc相的粒径变得粗大，因而高频淬火后的组织粗大化，从而具有棒钢1的裂纹传播停止特性变差等不良情况。本实施方式的棒钢1所需要的淬火深度以及回流换热温度33通过适当控制水冷管28的设置数(水冷管28的长度的合计)、热轧钢材20的通过速度以及水冷管28内的冷却水29的流速来实现。冷却水的通过方向281与热轧钢材20的通过方向282相反。通过增多水冷管28的设置数、减慢热轧钢材20的通过速度和/或加快冷却水29的流速，淬火深度加深，且回流换热温度下降。相反，通过减少水冷管28的设置数、加快热轧钢材20的通过速度和/或减慢冷却水29的流速，淬火深度变浅，且回流换热温度升高。但是，通过变更水冷管28的合计长度而进行冷却条件的控制招致冷却设备的大型化以及复杂化。通过控制热轧钢材20的通过速度而进行冷却条件的控制使棒钢1的生产率变得不稳定。因此，在工业上，使水冷管28的设置数(水冷管28的合计长度)以及热轧钢材20的通过速度保持恒定而控制冷却水29的流速的方法是最容易控制冷却条件的方法。冷却条件需要进行适当的调整，从而使冷却后的回流换热温度(通过回流换热而上升的热轧钢材20的表面温度的最大值)达到500～600℃。例如在水冷管28的合计长度为20m、热轧钢材20的通过速度为4m/s的情况下，可以将冷却水29的下限流速设定为0.4m/s，优选设定为0.6m/s，进一步优选设定为0.8m/s。在水冷管28的合计长度为20m、热轧钢材20的通过速度为4m/s的情况下，冷却水29的流速的上限值为2m/s。在冷却水29的流速过快等情况下，冷却后的回流换热温度低于500℃。对于在热轧后立即进行在线骤冷的工艺而言，重要的是对热轧钢材20进行均匀冷却。不均匀的冷却由于产生淬火深度的偏差，因而热轧钢材20的组织以及棒钢1的组织沿圆周方向以及长度方向变得不均匀。如上所述，不均匀的组织(不均匀的淬火深度)可能导致骤冷后的热轧钢材20以及高频淬火后的棒钢1的弯曲。如果发生过度的弯曲，则因弯曲矫直加工的追加以及形状不良而产生成品率的降低，因而招致棒钢1的生产效率的降低。为了抑制生产效率的降低，可以减小刚轧制后的骤冷、回流换热后的淬火深度偏差。为了将上述横断面内淬火偏差104、Δmax以及Δmin设定为1.5mm以下，使热轧钢材20在水冷管28中通过，由此在对热轧钢材20进行冷却时，可以适当控制覆盖热轧钢材20的水膜的厚度与热轧钢材20的直径之比R(R＝水膜厚度283/热轧钢材20的直径)、和冷却水29的流速。将R控制在某一恒定值以上、并将冷却水的流速设定为适当的范围对于均匀冷却热轧钢材20是有效的。本发明人通过实验获得了如下的见解：在R为0.1以上的情况下，棒钢的横断面内淬火偏差104、Δmax以及Δmin为1.5mm以下。因此，R的下限值为0.1，优选为0.15，进一步优选为0.2。但是，在R过剩增加的情况下，热轧钢材20的输送的阻力增加，因而产生输送不良，招致生产率的降低。因此，R的上限值为0.5。其它冷却条件需要进行适当的调整，从而使冷却后的回流换热温度33(通过回流换热而上升的热轧钢材20的表面温度的最大值)达到500～600℃。例如在水冷管28的合计长度为20m以及热轧钢材20的通过速度为4m/s时，冷却水29的下限流速为0.4m/s，优选为0.6m/s，进一步优选为0.8m/s。在冷却水29的流速过快的情况下，不能确保回流换热温度33，回流换热后的表面硬度增加，因而在水冷管28的合计长度为20m以及使热轧钢材20的通过速度为4m/s的情况下，冷却水29的流速的上限为2m/s。在回流换热温度低于500℃的情况下，由于回火不能充分地进行，因而棒钢的表面硬度增大，由此使棒钢的切削性降低。在回流换热温度超过600℃的情况下，淬火深度不足。实施例下面通过实施例，就本发明进行具体的说明。此外，这些实施例是用于说明本发明的实施例，并不对本发明的范围进行限定。在表2所示的条件下，使用热轧机对具有表1所示的化学成分、且长度162mm、宽度162mm以及重量2吨的钢坯进行热轧，从而得到φ35mm的热轧钢材。在热轧后立即采用水冷装置对φ35mm的热轧钢材进行骤冷，接着使其进行回流换热。将回流换热后的热轧钢材空冷至室温，从而得到棒钢。热轧的终轧温度、冷却温度以及回流换热温度使用辐射温度计进行测定。各辐射温度计、热轧机、水冷装置以及冷却床的位置关系如图5～图7所示，棒钢的温度推移如图8所示。如果一边参照例示出本发明的热轧生产线的概要的图5～图7，一边就上述的制造方法进行具体的说明，则如下所述。将在加热炉21中加热过的钢坯(钢材)使用热轧机22进行热轧，从而得到热轧钢材20。使用终轧温度测定用辐射温度计23测定了热轧的终轧温度31。在热轧后立即采用水冷装置24对热轧钢材20进行骤冷。然后，使热轧钢材20进行回流换热，使用回流换热温度测定用辐射温度计26测定回流换热温度33，进而采用冷却床27对热轧钢材20进行空冷。表2-1～表2-3中的“加热温度”是热轧前的热轧钢材20的加热温度，“加热时间”是使热轧前的热轧钢材20保持在上述加热温度下的时间，“终轧温度”是热轧的终轧温度，“水膜厚/钢材直径”是水膜的厚度与热轧钢材20的直径之比R(R＝水膜厚度283/热轧钢材20的直径),“水冷带长度”是水冷管28的合计长度，“水冷带通过速度”是热轧钢材20通过水冷带的速度，“流速”是冷却水29的流速。如果一边参照例示出本发明的刚热轧后的骤冷的概要的图8，一边就上述的制造方法中的棒钢表面的表面温度过程进行具体的说明，则如下所述。向刚在终轧温度31下进行终轧后的热轧钢材20的表面注入冷却水29。通过该注入，热轧钢材20的表面部的温度冷却至水冷温度32。接着，借助于热轧钢材20的内部的显热，使热轧钢材20的表面回流换热至回流换热温度33。然后，采用冷却床27对热轧钢材20进行空冷。〔弯曲量〕将热轧钢材20放冷至室温而得到棒钢1，然后将棒钢1切断成5m的长度。将线绷紧在该长度5m的棒钢1的两端，测定了长度5m的棒钢1的长度方向中央部中的线和棒钢1的表面15的间隔。将间隔的测定值除以棒钢1的长度(即5m)所得到的值设定为棒钢1的弯曲量。〔脱碳层深度〕脱碳层深度采用在JISG0558“钢的脱碳层深度测定方法”中规定的方法，通过测定总脱碳层深度DM-T而求出。〔横断面的硬度和淬火深度〕图2是用于说明对棒钢1的横断面10内进行观察的长度方向位置(断面观察位置)C1、C2以及C3的图，如该图2所示，在具有3500mm的长度的棒钢1的、由距端部为100mm位置的C1以及C3、和棒钢1的长度方向中央部的C2构成的3个部位的断面观察位置，将棒钢1沿与长度方向垂直的方向切断。C1、C2以及C3以1650mm的间隔进行配置。对这些切断面(横断面10)进行研磨，并基于以下说明的步骤，测定了研磨过的横断面10的硬度。首先，假想在棒钢1的横断面10的中心12和横断面10的外周11之间延伸的第1直线，在该第1直线上，以任意的间隔连续地实施硬度测定。接着，由所得到的硬度测定值算出第1直线上的平均硬度。再者，将第1直线上的具有比平均硬度高20HV以上的硬度测定值的区域看作是淬火区域101，对该淬火区域101的深度(淬火深度)进行测定。然后，对于与第1直线成45°×(n－1)角、且在棒钢1的横断面10的中心12和横断面10的外周11之间延伸的第n直线(n为2～8的自然数)，与第1直线同样，对淬火深度进行测定。将所得到的8种淬火深度中的最大者设定为该任意横断面10中的最大淬火深度102，将最小者设定为该任意横断面10中的最小淬火深度103，将两者之差设定为横断面内淬火偏差104。横断面内淬火偏差104的最大值设定为C1、C2以及C3各自的横断面内的淬火偏差104中的最大者。它表示横断面的淬火深度的偏差。Δmin设定为C1、C2以及C3各自的横断面的最小淬火深度103的最大值和最小值之差。它表示长度方向的淬火深度的偏差。Δmax设定为C1、C2以及C3各自的横断面的最大淬火深度102的最大值和最小值之差。它表示长度方向的淬火深度的偏差。〔棒钢的表层区域的铁素体分数〕对棒钢的横断面进行研磨，接着进行硝酸乙醇腐蚀，然后使用光学显微镜，以500倍的放大倍数对距棒钢的表面为半径的25％的深度位置的组织拍摄照片。然后，将照片印刷在纸面上，纸面中的铁素体以外的部分全涂成黑色，铁素体部分照原样保持为白色。然后，采用图像分析装置使纸面2值化，从而求出白色部分的面积在纸面(即测定视场)的面积中所占的比例。将铁素体部分的面积相对于测定视场面积的比例看作是铁素体分数。〔bcc相的粒径的平均值〕bcc相的粒径的平均值的测定使用附属于扫描型电子显微镜的电子背散射衍射法：Electron-Back-Scattering-Diffraction(EBSD)装置，以棒钢的C断面(与棒钢的轧制方向垂直的断面、即棒钢的横断面)为对象来进行。如果参照图4对具体的测定方法进行说明，则如下所述。棒钢1的表层区域13的bcc相的粒径的平均值采用如下的方法求出：首先，对于由距棒钢1的表面15为200μm的深度部位16的4个测定部位、和距棒钢1的表面15为半径r的25％的深度部位17的4个测定部位构成的8个测定部位，分别制作出400×400μm的区域的bcc相的结晶方位图，接着，将该bcc相的结晶方位图中的方位差在15度以上的边界看作是bcc相的晶界，使用Johnson-Saltykov的方法(参照“計量形态学”内田老鹤圃、S47.7.30发行、原著：R.T.DeHoff，F.N.Rhiness.P189)，求出8个测定部位各自的bcc相的粒径的平均值，并将这8个测定部位各自的bcc相的粒径的平均值进一步进行平均。棒钢1的中心区域14的bcc相的粒径的平均值采用如下的方法求出：首先，采用上述的方法求出由距棒钢1的表面15为半径r的50％的深度部位18的4个测定部位、距棒钢1的表面15为半径r的75％的深度部位19的4个测定部位、和棒钢1的横断面10的中心12的1个测定部位构成的9个测定部位各自的bcc相的粒径的平均值，并将这9个测定部位各自的bcc相的粒径的平均值进一步进行平均。此外，距棒钢1的表面15为200μm的深度部位16的4个测定部位被选择为：将这4个测定部位和棒钢1的横断面10的中心12连结而成的线相互成大约90度的角度。距棒钢1的表面10为半径r的25％的深度部位17、距棒钢1的表面10为半径r的50％的深度部位18以及距棒钢1的表面10为半径r的75％的深度部位19各自的4个测定部位也同样地进行选择。〔高频淬火〕高频淬火在频率为300kHz以及加热时间为1.8sec的条件下进行，回火在加热温度为170℃以及保持时间为1小时的条件下进行。高频淬火后的棒钢表面的硬度是：对于棒钢1沿与长度方向垂直的方向切断的面(横断面10)的、距棒钢的表面为50μm的深度的8个部位，在载荷为200g的条件下使用显微维氏硬度计进行测定而求出8个测定值，在该8个测定值中，将其设定为最低的值。上述8个部位沿棒钢的周向均匀分布。也就是说，使将上述8个部位和棒钢的中心连结而成的8条直线相互成45°的角度。高频淬火后的硬度低于HV700的试料在高频淬透性方面判断为“不合格”。表2-4～表2-6中的“高频淬火硬度”表示高频淬火后的棒钢表面的硬度。〔三点弯曲〕在前述的条件下对φ35mm的棒钢1实施高频淬火，然后从表面15对表面15进行磨削直至0.5mm的深度，进而对磨削后的表面进行深度为1mm的U缺口加工，从而制作出三点弯曲试验片。对于该三点弯曲试验片，在冷却至-40℃的乙醇中，按照JISZ2248“金属材料弯曲试验方法”(Metallicmaterials-Bendtest)而进行了三点弯曲试验。试验片设定为2号试验片。弯曲通过以10mm/min的速度使冲头下降来进行。另外，弯曲进行至试验片被弯成150度。在三点弯曲试验中，产生断裂的试料判断为“不合格”。〔冲击值〕从棒钢1的横断面10的中央切出具有高10mm、宽10mm以及长度55mm的形状的试验片材料。通过对该试验片材料形成深度为2mm的U缺口而制作出U缺口夏比试验片。使用该U缺口夏比试验片，按照JISZ2242“金属材料的夏比冲击试验方法”(MethodforCharpypendulumimpacttestofmetallicmaterials)，在-40℃下进行了夏比冲击试验。在夏比冲击试验中，吸収能量低于90J/cm2的试料判断为“不合格”。由表3表明：本发明例与相同碳含量的比较例相比较，淬火深度偏差、作为裂纹传播停止特性的指标的三点弯曲试验的破坏形态以及冲击值优良，而且关于高频淬火硬度，并没有特别的问题。比较例No.21由于碳含量比规定范围低，因而回流换热后的表层硬度较低，而且高频淬火硬度较低，高频淬透性也较差。比较例No.22～30由于终轧温度比规定范围高，因而表层区域和中心区域的bcc相的粒径的平均值超过规定范围。另外，在三点弯曲试验中，比较例No.22～30产生于缺口底部的裂纹的传播没有停止而发生了断裂。再者，比较例No.22～30的冲击值较低。比较例No.31～39由于冷却水的流速较快，冷却变得过剩，从而回流换热温度下降。其结果是，比较例No.31～39的回流换热后的表面硬度超过规定范围，从而切削性较差。比较例No.40～48在热轧前的加热温度较高，而且热轧前的加热时间也长，另一方面终轧温度较低。这些比较例No.40～48的总脱碳层深度超过规定值，高频淬火硬度较低，高频淬透性较差。比较例No.49～57的终轧温度低于规定范围，而且热轧后的冷却水的流速较慢，因而回流换热温度超过规定范围。在这些比较例No.49～57中，铁素体的面积率超过规定值，淬火并不完全。因此，表层区域和中心区域的bcc相的粒径变得粗大，产生于缺口底部的裂纹的传播没有停止而发生断裂，冲击值和母材韧性均较低。另外，作为淬火深度的偏差的最大横断面内淬火偏差、Δmax以及Δmin超过规定值，弯曲量较大，从而对生产率造成阻碍。比较例No.58～66由于水膜厚度相对于棒钢直径较薄，因而作为淬火深度的偏差的Δmax以及Δmin超过规定值，弯曲量较大，从而对生产率造成阻碍。符号说明：1棒钢10横断面11外周12中心13表层区域14中心区域15表面16200μm的深度的部位17半径的25％的深度部位18半径的50％的深度部位19半径的75％的深度部位101淬火区域102横断面的最大淬火深度103横断面的最小淬火深度104横断面内淬火偏差105距表面深度为50μm的部位C1、C2、C3断面观察位置20热轧钢材21加热炉22热轧机23终轧温度测定用辐射温度计24水冷装置25水冷温度测定用辐射温度计26回流换热温度测定用辐射温度计27冷却床28水冷管29冷却水281冷却水的通过方向282热轧钢材的通过方向283水膜厚度31终轧温度32水冷温度33回流换热温度