本发明涉及适合作为实施热锻造等而制造的机械构件或结构部件等(以下称为机械结构部件)的原材料的机械结构用轧制棒钢及其制造方法。
本申请基于2014年07月03日在日本申请的特愿2014-137736号并主张优先权，将其内容引用于此。
背景技术：
汽车、产业机械等中使用的机械结构部件除了高强度之外，有时还需要优异的延展性和韧性。此时，机械结构部件优选将其金属组织形成为回火马氏体，因此，大多在通过热锻造将原材料的棒钢成形后，实施淬火－回火等调质热处理，进而实施机械加工而制造。
另一方面，不那么要求韧性和延展性的机械结构部件通常从制造成本的方面出发，在热锻造后不实施调质热处理，实施机械加工来制造。不实施调质热处理而制造的钢(非调质钢)的情况下，其金属组织为由铁素体和珠光体构成的复合组织时，可得到良好的可削性及高的屈服比。金属组织包含贝氏体的情况下，可削性变差，并且屈服比降低。因此，在非调质钢的情况下，大多将金属组织形成为由铁素体和珠光体构成的复合组织。
此外，机械结构部件有时要求耐疲劳特性。
这样的情况下，金属组织为铁素体和珠光体的复合组织的机械结构部件具有软质的铁素体成为疲劳断裂的起点的问题。相对于此，例如专利文献1～3中提出了一种钢材和热锻造品，其通过利用添加Si的固溶强化、或利用V等的添加的析出强化，使铁素体硬化，减小与珠光体的硬度差，由此使耐疲劳特性提高。
但是，专利文献1中，必须含有大于0.30％的V。V如此多地含有时，即使将进行热锻造时的加热温度充分提高，V也不会充分固溶。此时，未溶解的V碳化物残存，存在机械结构部件的强度和延展性降低的问题。
此外，在专利文献2中，必须含有0.01％以上的Al。但是，Al在钢中形成硬质的氧化物，存在使钢的可削性显著降低的问题。
此外，在专利文献3中，必须含有1.0％以上的Mn和0.20％以上的Cr。但是，存在Mn及Cr为促进使可削性劣化、使屈服比降低的贝氏体的相变的元素的问题。
另一方面，例如在专利文献4中提出了一种钢材，其利用由Si引起的固溶强化作为高价元素的V的代替，进而通过添加Cr使片层间距微细化，从而谋求耐疲劳特性(疲劳强度)的提高。
但是，使钢材含有Si的情况下，虽然为一定量以下时，可谋求耐疲劳特性的提高，但是，大量含有Si时，在钢材的表面形成脱碳层，产生作为机械结构部件的耐疲劳特性降低的问题。此外，在专利文献4中，必须含有0.10％以上的Cr，但是，Cr是促进使可削性劣化、使屈服比下降的贝氏体的相变的元素。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平7－3386号公报
专利文献2：日本特开平9－143610号公报
专利文献3：日本特开平11－152542号公报
专利文献4：日本特开平10－226847号公报
技术实现要素：
发明所要解决的课题
如上所述，以往未提供含有大量的Si、且不含Cr、Al、为低成本且具有优异的耐疲劳特性的机械结构部件。
本发明人进行了深入研究，结果发现为了使机械结构部件的耐疲劳特性提高，控制机械结构部件表层的硬度特别重要。此外，本发明人发现为了控制机械结构部件的表层的硬度，控制作为其原材料的轧制棒钢(机械结构用轧制棒钢)的表层部的组织是有效的。
本发明鉴于这样的实情，以提供要求强度及耐疲劳特性的适合作为机械结构部件的原材料的机械结构用轧制棒钢、及其制造方法为课题。
用于解决课题的手段
如上所述，为了使机械结构部件的耐疲劳特性提高，控制机械结构部件表层的硬度特别重要，为此，控制作为其原材料的轧制棒钢(机械结构用轧制棒钢)的表层部的组织是有效的。
但是，已知在使用不含Cr、使Si的含量增加、实现了低成本化的轧制棒钢作为原材料的情况下，机械结构部件表层的脱碳变得显著，硬度降低，耐疲劳特性劣化。
因此，本发明人对以含有大量的Si的轧制棒钢作为原材料的机械结构部件的、脱碳对耐疲劳特性产生的影响、脱碳的原因进行了研究。其结果查明了机械结构部件的表层的脱碳的原因在于作为原材料的轧制棒钢。
进而，本发明人弄清了轧制棒钢的表层的脱碳起因于在连续铸造后的冷却或热轧前的加热中在通过铁素体(α)和奥氏体(γ)共存的α/γ二相域时被促进的铸坯的脱碳，并研究了对策。并且，本发明人弄清了通过增加钢的C含量、使脱碳被促进的α/γ二相域的温度范围(A3点与A1点之间的温度差)缩小、并且缩小铸造时的铸坯尺寸，从而使得铸坯的温度通过α/γ二相域的时间缩短，可减轻轧制棒钢的表层的脱碳。此外，通过缩小铸坯尺寸，也能够省略铸造后以钢坯的尺寸的调整为目的的开坯轧制工序。
进而，本发明人发现了能确保热锻造所需要的轧制棒钢的热延展性、并能使通过热锻造成形的机械结构部件的强度提高的轧制棒钢的最适当的成分组成(化学成分)及制造条件。
此外，发现了将该轧制棒钢热锻造而得到的机械结构部件可得到优异的耐疲劳特性(疲劳限度比)。
本发明基于上述见解而完成。本发明的要旨如下所述。
(1)本发明的一个方式涉及的机械结构用轧制棒钢的化学组成以质量％计含有C：0.45～0.65％、Si：大于1.00％且为1.50％以下、Mn：大于0.40％且为1.00％以下、P：0.005～0.050％、S：0.020～0.100％、V：0.08～0.20％、Ti：0～0.050％、Ca：0～0.0030％、Zr：0～0.0030％、Te：0～0.0030％，余量为Fe及杂质；作为所述杂质，限制为Cr：0.10％以下、Al：低于0.01％、N：0.0060％以下；由下述式1求出的K1为0.95～1.05；由下述式2求出的K2大于35；由下述式3求出的K3为10.7以上；Mn及S的含量满足下述式4；表层总脱碳深度为500μm以下。
K1＝C+Si/7+Mn/5+1.54×V (式1)
K2＝139－28.6×Si+105×Mn－833×S－13420×N (式2)
K3＝137×C－44.0×Si (式3)
Mn/S≥8.0 (式4)
这里，式中的C、Si、Mn、V、S、N为各元素的以质量％计的含量。
(2)在上述(1)中记载的机械结构用轧制棒钢中，所述化学组成以质量％计可以含有Ti：0.010～0.050％、Ca：0.0005～0.0030％、Zr：0.0005～0.0030％、Te：0.0005～0.0030％中的1种以上。
(3)本发明的另一方式涉及的机械结构用轧制棒钢的制造方法为上述(1)或(2)中记载的机械结构用轧制棒钢的制造方法，具有下述工序：将具有上述(1)或(2)中记载的所述化学组成的钢水熔炼的熔炼工序；将所述钢水通过连续铸造而制成截面积为40000cm2以下的铸坯的铸造工序；接着所述铸造工序，将所述铸坯加热至1000～1150℃的温度域，在所述温度域下保持7000s以下，进行棒钢轧制的棒钢轧制工序。
发明效果
根据本发明的上述方式，能提供在限制Cr、Al的含量、使Si大量含有的低成本的机械结构用轧制棒钢中抑制了深的脱碳层的形成的轧制棒钢。以该轧制棒钢为原材料通过热锻造而制造的机械结构部件具有优异的耐疲劳特性，因此产业上的贡献极其显著。此外，根据本发明的上述方式涉及的制造条件，在轧制棒钢的制造工序中能省略开坯轧制工序，因此，制造成本降低，产业上的贡献极其显著。
具体实施方式
以下，本发明的一个实施方式涉及的机械结构用轧制棒钢(以下，有时称为本实施方式涉及的轧制棒钢)的化学组成以质量％计含有C：0.45～0.65％、Si：大于1.00％且为1.50％以下、Mn：大于0.40％且为1.00％以下、P：0.005～0.050％、S：0.020～0.100％、V：0.08～0.20％，进而根据需要含有Ti：0.050％以下、Ca：0.0030％以下、Zr：0.0030％以下、Te：0.0030％以下，余量为Fe及杂质；作为所述杂质，限制为Cr：0.10％以下、Al：低于0.01％、N：0.0060％以下；由K1＝C+Si/7+Mn/5+1.54×V求出的K1为0.95～1.05；由K2＝139－28.6×Si+105×Mn－833×S－13420×N求出的K2大于35；由K3＝137×C－44.0×Si求出的K3为10.7以上；Mn及S的含量满足Mn/S≥8.0；表层总脱碳深度为500μm以下。
首先，对本实施方式涉及的轧制棒钢的化学组成进行说明。以下，与化学组成相关的％意味着质量％。在以下的说明中，将含量以范围表示的情况下，只要没有特别说明，包含上限和下限。即，在表示为0.45～0.65％的情况下，意味着0.45％以上且0.65％以下的范围。
(C：0.45～0.65％)
C是能廉价地提高钢材的抗拉强度的元素。此外，C是使钢的A3点温度降低的元素。铸坯的表层的脱碳在连续铸造后的冷却或热轧前的加热中在铸坯温度通过α/γ二相域(即，A3点～A1点之间的温度域)时被促进。因此，通过使C含量增加并缩小α/γ二相域温度域，可抑制铸坯的表层的脱碳。
本实施方式涉及的轧制棒钢中，为了缩小α/γ二相域的温度范围，确保强度，将C含量设为0.45％以上。另一方面，在将本实施方式涉及的轧制棒钢通过热锻造成形、之后立刻连续冷却的情况下，钢材的C含量越多，屈服比越降低。屈服比为将0.2％屈服应力除以抗拉强度而求出的值。若屈服比降低，则在将0.2％屈服应力设为所希望的值的情况下，抗拉强度变得过高，成为可削性降低的原因。因此，为了抑制机械结构部件的屈服比的降低，将C含量设为0.65％以下。优选为0.60％以下。
(Si：大于1.00％且为1.50％以下)
Si是廉价且有助于钢材的高强度化的有用的元素。为了得到该效果，将Si含量设为大于1.00％。优选设为1.10％以上。另一方面，Si含量过量时，表层的脱碳深度变得过剩，而且热延展性降低，在棒钢轧制和热锻造时，变得容易产生瑕疵。此外，Si含量变多时，α/γ二相域的温度范围增大。因此，将Si含量设为1.50％以下。
(Mn：大于0.40％且为1.00％以下)
Mn是与Si、V相比能抑制延展性的降低并能使钢材高强度化的固溶强化元素。此外，Mn是与S结合而形成使可削性提高的MnS的元素。Mn含量少时，S在奥氏体晶界上形成FeS而使热延展性显著降低，因此，变得容易产生裂纹或瑕疵。因此，为了抑制FeS的生成、并确保热延展性，将Mn含量设为大于0.40％。另一方面，Mn含量过量时，有时在热锻造品的组织中混合存在使屈服比降低的贝氏体。因此，Mn含量设为1.00％以下。优选为0.95％以下，更优选为0.90％以下。
(P：0.005～0.050％)
P是具有促进铁素体相变并抑制贝氏体相变的作用的元素。为了在热锻造后的冷却时抑制贝氏体相变，将P含量设为0.005％以上。另一方面，P含量过量时，热延展性降低，有时在钢坯中产生瑕疵。因此，将P含量的上限限定为0.050％。优选为0.040％以下。
(S：0.020～0.100％)
S是形成使可削性提高的Mn硫化物(MnS)的元素，有助于可削性的提高。为了得到该效果，将S含量设为0.020％以上。另一方面，S含量大于0.100％时，粗大的MnS大量地分散在钢中，热延展性降低，有时在钢坯中产生瑕疵。因此，将S含量的上限限定为0.100％。
(V：0.08～0.20％)
V是形成V碳化物和/或V氮化物而有助于钢材的析出强化的元素，特别是具有提高钢材的屈服比的效果。为了得到该效果，将V含量设为0.08％以上。另一方面，V是高价的合金元素，并且是在热锻造后的冷却时促进不优选的贝氏体组织的相变的元素。因而，为了降低成本及抑制贝氏体相变，将V含量设为0.20％以下。优选设为0.15％以下。
本实施方式涉及的轧制棒钢以含有上述化学成分，余量为Fe及杂质为基本。但是，本实施方式涉及的轧制棒钢根据需要可以进一步按以下所示的范围含有Ca、Te、Zr、Ti来代替Fe的一部分。但是，由于这些元素不一定必须含有，因此其下限为0％。
杂质是指在工业上制造钢材时从矿石或废铁等原料、或制造工序的各种环境中混入的成分，是在不对本发明产生不良影响的范围内容许的成分。杂质中，关于Al、N及Cr，特别地将其含量限制在以下的范围内。
(Al：低于0.01％)
Al为杂质。Al在钢中存在时，与氧结合而形成硬质的Al氧化物，使钢材的可削性降低。因此，优选Al含量少。Al含量为0.01％以上时，可削性显著降低，因此，将Al含量限制为低于0.01％。
(N：0.0060％以下)
N为杂质。N在钢中存在时，与V结合而形成V氮化物。V氮化物与V碳化物相比粗大，对析出强化的贡献小。因此，N含量多时，V氮化物增加，V碳化物以相应的量减少。其结果是，V对析出强化的贡献变小。为了即使减少V含量也能得到充分的析出强化的效果，优选V氮化物的总量少，因此优选N含量少。N含量大于0.0060％时，特别是V对析出强化的贡献显著变小，因此将N含量限制为0.0060％以下。另一方面，在炼钢技术上，降低N时，成本增高，因此可以将下限设为0.0020％。
(Cr：0.10％以下)
Cr为杂质。Cr对强度的影响小，但是，在热锻造后的冷却时，促进贝氏体相变。因此，Cr含量增多时，在将轧制棒钢热锻造而得到的机械结构用部件中，屈服比降低。优选Cr含量少，但是，Cr含量大于0.10％时，其影响变得显著，因此将Cr量限制为0.10％以下。
(Ca：0.0005～0.0030％)
(Zr：0.0005～0.0030％)
(Te：0.0005～0.0030％)
Ca、Te、Zr均是使MnS粒子微细化、球状化(即、控制硫化物的形态)的元素。MnS伸长时，热延展性的各向异性增大，因而容易产生特定方向的裂纹。在需要抑制裂纹时，可以含有选自Ca、Zr、Te中的1种以上。在得到MnS的微细化、球状化的效果时，优选将Ca含量、Zr含量和/或Te含量分别设为0.0005％以上。另一方面，Ca含量、Zr含量、Te含量过量时，形成粗大的Ca、Zr、Te的氧化物，可削性降低。因此，即使在含有的情况下，Ca含量、Zr含量、Te含量均优选为0.0030％以下。
(Ti：0.010～0.050％)
Ti是在钢中形成Ti氮化物的元素。Ti氮化物具有对钢材的组织进行整粒的效果。在得到该效果时，优选将Ti含量设为0.010％以上。另一方面，Ti氮化物为硬质，有时使切削加工时的工具寿命降低。因此，即使在含有的情况下，将Ti含量设为0.050％以下。
本实施方式涉及的轧制棒钢不仅需要满足上述各元素的含量，C、Si、Mn、V、S、N还需要满足以下所示的关系。式中的C、Si、Mn、V、S、N为以质量％计的各元素的含量。
(K1：0.95～1.05)
K1是作为与强度相关的指标的碳当量，由下述(式1)求出。
K1＝C+Si/7+Mn/5+1.54×V (式1)
以本实施方式涉及的轧制棒钢为原材料、通过热锻造成形的机械结构部件的抗拉强度受碳当量K1影响。使用K1为0.95以上的轧制棒钢、通过热锻造制造机械结构部件时，可得到组织由铁素体及珠光体构成且以珠光体为主体、具有大于900Mpa的抗拉强度、570MPa以上的0.2％屈服应力、0.45以上的疲劳限度比(疲劳极限/抗拉强度)的机械结构部件。另一方面，K1大于1.05时，在机械结构部件中生成贝氏体，屈服比降低。因此，将碳当量K1限定为0.95～1.05。
(K2＞35)
K2为与本发明人从后述的实验求出的热延展性相关的指标，可由下述(式2)求出。
K2＝139－28.6×Si+105×Mn－833×S－13420×N (式2)
在实验中，使用含有0.52～0.54％的C、且Si、Mn、P、S、N的含量分别不同的17个水准的轧制棒钢。对从这些轧制棒钢切出并进行加工而得到的、直径为10mm、长度为100mm的试验片的热延展性进行了评价。关于热延展性，将试验片的中央部加热而使其熔融，然后在刚使其凝固后，立刻保持在各个温度下，并以0.05mm/s的速度进行拉伸而使其断裂，以断裂后的断面收缩率来评价热延展性。此外，将950℃、1100℃、1200℃的保持温度(拉伸温度)下的断面收缩率作为因变数，将合金元素含量作为自变数进行回归计算，对有意义的自变数进行平均而得到K2(式2)。
其结果是，当该K2的值大于35时，在钢坯的铸造、及轧制棒钢的热锻造中未发现瑕疵、裂纹的产生。因此，将热延展性指标K2设为大于35。
K2的上限不需要限定，由Si、Mn、S、N的各自的含量范围决定，但是，也可以将100作为上限。
由上述式2可知，Si、S、N成为热延展性的降低因子、Mn成为提高因子。因此，基本上从它们的平衡出发，需要满足K2的值。但是，如后所述，若Mn/S低于8.0，则生成有害的FeS，因而即使假设满足K2的值大于35，若Mn/S低于8.0，则特性也降低。
(K3≥10.7)
K3是与对表层脱碳产生影响的α/γ二相域温度的宽度相关的指标，由下述(式3)求出。
K3＝137×C－44.0×Si (式3)
本实施方式涉及的轧制棒钢的钢组成中，通过将K3设为10.7以上，α/γ二相域的温度范围变窄，例如成为80℃以下。此时，在连续铸造后的冷却及热轧前的加热时能抑制在铸坯的表层产生的脱碳。其结果是，轧制棒钢的表层的脱碳减轻，能防止热锻造后的机械结构部件的耐疲劳特性的降低。在脱碳的抑制的观点方面，优选二相域的温度范围窄，因此不需要限定K3的上限。但是，K3的值高，α/γ二相域的温度范围窄时，热锻造后的组织仅为珠光体，有时屈服比降低，因此也可以将K3的上限设为60。
(Mn/S≥8.0)
如上所述，S与Mn结合而形成MnS。但是，S相对于Mn过量地含有时，S除了MnS之外，还在奥氏体晶界上形成FeS。此时，作为结果，热延展性显著降低，通过热锻造产生裂纹。因此，为了抑制FeS的生成，将Mn/S设为8.0以上。若Mn/S为8.0以上，则热延展性受上述的K2的值支配。因此，只要Mn/S为8.0以上即可，上限由S的最低值、Mn的最大值决定。
接着，对本实施方式涉及的轧制棒钢的脱碳深度、组织进行说明。
“表层总脱碳深度”
如上所述，轧制棒钢的脱碳深度(表层总脱碳深度)对将轧制棒钢热锻造而得到的机械结构部件的耐疲劳特性有影响。以表层总脱碳深度超过500μm的轧制棒钢作为原材料、通过热锻造而成形的机械结构部件的耐疲劳特性(疲劳限度比)劣化。此外，若表层总脱碳深度变深，则根据钢成分的不同，起因于脱碳，有时抗拉强度、屈服应力、疲劳限度比降低。因此，将轧制棒钢的表层总脱碳深度设为500μm以下。下限为0μm(即，也可以没有脱碳层)。
在本实施方式中，轧制棒钢的表层总脱碳深度定义为：对于在轧制棒钢的长度方向的中央部、和距离两端分别为总长的1/4长度的部位处切断而得到的3个截面，分别在圆周方向上相差90度的4个部位处测定时的合计12个部位的表层的脱碳深度的平均值。表层的脱碳深度定义为：在从表层朝向内部的直线上测定的碳量成为在内部为恒定的碳量(内部碳量)的90％的深度，可通过电子探针显微分析仪(Electron Probe Micro Analyzer，称为EPMA)进行测定。
不需要限定本实施方式涉及的轧制棒钢的组织(金属组织)。但是，如上所述，在机械结构部件中，优选为由铁素体和珠光体构成的复合组织(铁素体·珠光体组织)。在将机械结构部件的组织设为由铁素体和珠光体构成的组织的情况下，轧制棒钢也多成为同样的由铁素体和珠光体构成的组织。
接着，对本实施方式涉及的轧制棒钢的制造方法的一例进行说明。
本实施方式涉及的轧制棒钢通过如下所述制造：将具有上述化学组成的钢水通过常规方法熔炼(熔炼工序)，将该钢水通过连续铸造等制成截面积为40000cm2以下的铸坯(铸造工序)，将通过铸造得到的铸坯热轧(也称为棒钢轧制)(棒钢轧制工序)。在本实施方式涉及的轧制棒钢的制造方法中，铸坯的截面积充分小至40000cm2以下，因此在棒钢轧制前不进行使截面积减小的开坯轧制。
连续铸造的铸造截面积越小，则通过α/γ二相域的时间越短，可抑制表层脱碳。本发明人的研究结果是，将上述化学组成的钢铸造成截面积为196000cm2时，其表层脱碳深度最大为1.8mm，但是，在将同样的组成的钢铸造成截面积为40000cm2时，表层脱碳深度最大为0.7mm。此外，在铸造成截面积为40000cm2时，将铸坯不进行开坯轧制地在后述的条件下进行热轧而制造的直径为70mm的轧制棒钢的表层脱碳深度未超过500μm。如上所述，若轧制棒钢的表层脱碳深度为500μm以下，则将其轧制棒钢热锻造而制造的热锻造构件(机械结构部件)的由表层脱碳引起的疲劳强度的降低小。因此，在铸造工序中，优选将铸造截面积限定为40000cm2以下。当铸造截面积大于40000cm2时，不进行开坯轧制而进行棒钢轧制变得困难。在铸造时，除铸造截面积以外按照常规方法进行即可。
在棒钢轧制(热轧)工序中，为了促进V向钢中的固溶，需要将钢坯加热至1000℃以上后进行热轧。通过在棒钢轧制的加热时使V固溶，在热轧后的轧制棒钢中再析出的V碳化物变得微细。其结果是，将轧制棒钢作为原材料进行热锻造时的加热时，V碳化物的固溶也变得容易，成为使机械结构部件的强度和延展性降低的原因的未固溶V碳化物消失。加热温度低于1000℃时，V未充分固溶。另一方面，棒钢轧制的加热温度的上限需要设为1150℃。这是由于将钢坯加热至大于1150℃的温度时，表层的脱碳速度急剧增大。此外，加热温度下的保持时间变长时，促进脱碳。因此，为了将轧制棒钢的表层总脱碳深度抑制为500μm以下，将加热温度(1000～1150℃)下的保持时间设为7000s以下。为了使V充分固溶，保持时间优选设为10s以上。
根据包含上述工序的制造方法，能得到本实施方式涉及的轧制棒钢。此外，通过将该轧制棒钢锻造，能得到耐疲劳特性优异的机械结构部件。锻造条件为通常进行的条件范围即可，例如，1000～1300℃。通过锻造成形机械结构部件时，大多将原材料进行高频加热后进行热锻造，但是，高频加热达到规定温度所需要的加热时间短，因此，该期间在原材料(轧制棒钢)的表层产生极端的脱碳的情况少。
实施例
“实施例1”
将表1所示的化学组成的钢A连续铸造，得到截面积为26244cm2(截面尺寸为162×162mm)、40000cm2(截面尺寸为200×200mm)、或75000cm2(截面尺寸为250×300mm)的多个铸坯。钢A具有含有成为K3值的下限附近的C、Si的成分，为容易发生脱碳的组成。表1的余量为Fe及杂质。
这些铸坯如表2所示，加热至1150℃或1200℃并保持7000s或10000s后，进行热轧而制成直径为70mm的轧制棒钢，空冷至常温。通过上述的方法求出这些轧制棒钢的表层总脱碳深度。
表2中示出铸坯的截面积与轧制棒钢的表层总脱碳深度的测定结果。
表1
表2
根据No.A1～A3的试样可知，通过将铸造截面积设为40000cm2以下，即使棒钢轧制的加热条件为促进脱碳的高温长时间(1150℃×7000s)，轧制棒钢的表层总脱碳深度也能抑制为500μm以下。进而，从No.A4的试样所示的结果可知，即使将棒钢轧制开始时的加热温度设为1150℃，在超过7000s的10000s的保持时间的情况下，轧制棒钢的表层总脱碳深度变得过深。此外，从No.A5的试样所示的结果可知，将棒钢轧制时的加热温度设为1200℃时，轧制棒钢表层总脱碳深度变得过深。为此，可以设想优选棒钢轧制开始时的保持温度为1000～1150℃、保持时间为7000s以下。
“实施例2”
将表3所示的化学组成的钢(No.B～AH)熔炼，通过连续铸造制成截面积为40000cm2的铸坯。表3的余量为Fe及杂质。不将该铸坯开坯轧制，直接进行热轧而制造了直径为40mm的轧制棒钢。热轧如表4所示，将加热温度设为1150～1200℃、将保持时间设为2000～7000s来进行。热轧后进行空冷。
轧制棒钢的表层总脱碳深度通过上述的方法求出。结果示于表4。
接着，通过高频加热将轧制棒钢加热至1220℃，保持300s后，立刻向直径方向压下，锻造成形成10mm厚的平板。将该锻造平板的侧面进行切削加工，制成截面宽度为15mm、厚度为10mm(锻造原状的厚度)、长度为20mm的具有平行部的试验片，供于交替的拉伸压缩疲劳试验及拉伸试验。拉伸压缩疲劳试验根据JIS Z 2273进行，将显示出107次以上的寿命的最大负荷应力作为疲劳极限。拉伸试验根据JIS Z 2241在常温下以20mm/min的速度实施。
平行部的锻造面未实施加工，为锻造纹理原状，但是，关于钢No.B和C，作为参考，也设置了在热锻造后将表面磨削500μm、除去了脱碳层的试验片(试验No.2及3)。此外，试验片的切断部的角全部进行半径为2mm的倒角加工。
表4及表5示出了热锻造前的轧制棒钢的表层总脱碳深度、热锻造后的锻造平板的显微组织、0.2％屈服应力、抗拉强度、屈服比(0.2％屈服应力/抗拉强度)、拉伸压缩试验的107次的疲劳限度比(疲劳极限/抗拉强度)。
表4的试验No.4～11、20为本发明例。轧制棒钢的表层总脱碳深度均为500μm以下。此外，将轧制棒钢锻造而得到的锻造平板的抗拉强度高至911MPa以上，0.2％屈服应力高至592MPa以上，拉伸压缩疲劳试验的疲劳限度比(疲劳强度/抗拉强度)为0.46以上，是良好的。此外，根据在热锻造后通过磨削将脱碳层削除而得到的试验No.2及3与试验No.4及5的比较可知，在轧制棒钢的脱碳深度为500μm以下时，疲劳限度比的降低为0.02以下。
表4的试验No.12～19为轧制棒钢的脱碳深度大于500μm的比较例。它们不满足900MPa以上的抗拉强度、570MPa以上的0.2％屈服应力、0.45以上的疲劳限度比中的至少1个以上。
表5的试验No.21～44为钢成分(化学组成)、Mn/S、K1、K2或者K3中的任一者超出本发明的范围的钢No.K～AH的比较例。
使用了符合M/S低于8.0、K2值低于35％中的至少一者的钢No.L、M、N、R、S、W、Y及Z的试验No.22、23、24、28、29、33、35及36在棒钢锻造时产生裂纹和大的瑕疵，无法进行热锻造以后的评价，因此表5的各评价栏中表示为“*”。
试验No.21(钢No.K)的C含量、Si含量、K1值低，抗拉强度和0.2％屈服应力分别未达到作为目标的900MPa、570MPa。
试验No.25(钢No.O)的锻造品的显微组织除了铁素体·珠光体之外还混合存在贝氏体。该试样No.25的0.2％屈服应力未达到作为目标的570MPa。作为该理由，认为是由于组织中Mn多，从而除了FP(铁素体·珠光体)组织之外还混合存在B(贝氏体)组织。
K3值低的试验No.26(钢No.P)将热轧的加热温度设为1150℃、将保持时间设为7000s，但是，轧制棒钢的表层脱碳深度大于500μm，并且，起因于脱碳，抗拉强度、0.2％屈服应力、疲劳限度比均降低。
K1值低的试验No.27(钢No.Q)的抗拉强度、0.2％屈服应力降低。
试验No.30(钢No.T)由于C含量多，因而抗拉强度高，但是，0.2％屈服应力、疲劳限度比降低。
试验No.31(钢No.U)由于V含量少、K1也低，因此抗拉强度和0.2％屈服应力均比目标的900MPa以上、570MPa以上低。
试验No.32(钢No.V)由于V含量高，因此，抗拉强度和疲劳限度比良好，但是，贝氏体组织混合存在，0.2％屈服应力降低。
试验No.23(钢No.M)的Mn/S小，在锻造时产生了裂纹、瑕疵。钢No.J的Mn/S小，在锻造时产生了裂纹、瑕疵。
试验No.24(钢No.N)为Si多、K2小的试样，在锻造时产生了裂纹、瑕疵。
试验No.34(钢no.X)虽然各元素的含量在范围内，但是为K3小于10.7％的试样，表层总脱碳深度大，0.2％屈服应力也降低。
试验No.28(钢No.R)由于K2小，因此在锻造时产生了裂纹、瑕疵。
试验No.29(钢No.S)由于Mn/S小，因此在锻造时产生了裂纹、瑕疵。
试验No.35(钢No.Y)的试样的钢成分为优选的范围，K1、K2、K3的值也在范围内，但是Mn/S的值小于8.0，因此在棒钢锻造时产生裂纹和大的瑕疵。
试验No.37(钢No.AA)虽然满足K1，但是C含量少，抗拉强度和0.2％屈服应力均比目标的900MPa以上、570MPa以上低。
试验No.38(钢No.AB)虽然满足K1，但是Si含量少，因此0.2％屈服应力低。
试验No.39(钢No.AC)虽然满足Mn/S值和K2值，但是Mn含量少，因此在锻造时产生了裂纹和大的瑕疵。
试验No.40(钢No.AD)虽然满足K1，但是C含量多，因此虽然抗拉强度高，但是0.2％屈服应力、疲劳限度比低。
试验No.41(钢No.AE)虽然满足K1，但是V含量少，因此0.2％屈服应力和疲劳限度比低。
试验No.42(钢No.AF)的N含量多，因此V氮化物增加，V对析出强化的贡献变小，抗拉强度、0.2％屈服应力及疲劳限度比均低。
试验No.43(钢No.AG)由于Cr含量高，因此抗拉强度和疲劳限度比良好，但是，贝氏体组织混合存在，0.2％屈服应力降低。
试验No.44(钢No.AH)由于K1大，因此贝氏体组织混合存在，0.2％屈服应力降低。
产业上的可利用性
根据本发明，能提供在限制Cr、Al的含量、含有大量的Si的低成本的机械结构用轧制棒钢的表层抑制了深的脱碳层的形成的轧制棒钢。将该轧制棒钢作为原材料通过热锻造制造的机械结构部件具有优异的耐疲劳特性，因此产业上的贡献极其显著。此外，根据本发明的上述方式的制造条件，在轧制棒钢的制造工序中能省略开坯轧制工序，能降低制造成本，因此，产业上的贡献极其显著。