JP2020084210A - Bar-shaped steel material - Google Patents
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Description
本発明は、棒状鋼材に関する。 The present invention relates to a rod-shaped steel material.
従来、ＳＵＳ３０４を代表とするオーステナイト系ステンレス鋼では、製品内部に存在する欠陥（「内質欠陥」ともいう。）を把握するために、超音波探傷試験が行われている。超音波探傷試験は、非破壊で製品を検査することができ、非常に有用な試験手法である。このような超音波探傷試験では、内質欠陥に超音波が反射し、戻ってくる強度および時間を測定し、欠陥の状態を把握することができる。しかしながら、例えば、高純フェライト系ステンレス鋼のような一部の鋼種では、超音波探傷試験を用いても、内質欠陥の把握が難しく、制約を受ける場合がある。 Conventionally, in austenitic stainless steel typified by SUS304, an ultrasonic flaw detection test has been performed in order to grasp defects (also referred to as “internal defects”) existing inside the product. The ultrasonic flaw detection test is a very useful test method because it can inspect products nondestructively. In such an ultrasonic flaw detection test, the state of the defect can be grasped by measuring the intensity and time when the ultrasonic wave is reflected by the internal defect and returns. However, for some steel grades such as high-purity ferritic stainless steel, it may be difficult to understand internal defects even if an ultrasonic flaw detection test is used, and there are restrictions.
この理由について、高純フェライト系ステンレス鋼では、以下のような理由が考えられる。具体的には、高純フェライト系ステンレス鋼で、超音波探傷試験を行うと、試験片内で、内質欠陥に起因しない超音波の散乱・減衰といった現象が生じるためである。この結果、超音波探傷精度が十分に得られていないと考えられる。 The reason for this is considered as follows in the case of high-purity ferritic stainless steel. Specifically, when an ultrasonic flaw detection test is performed on high-purity ferritic stainless steel, phenomena such as ultrasonic wave scattering/attenuation that do not result from internal defects occur in the test piece. As a result, it is considered that the ultrasonic flaw detection accuracy is not sufficiently obtained.
超音波探傷試験の探傷精度を向上させるために、装置および探傷方法を改良する等の検討がなされている。 In order to improve the flaw detection accuracy of the ultrasonic flaw detection test, studies are being made to improve the device and the flaw detection method.
特許文献１〜６には、化学組成、製造条件等を適切に制御して、特性を向上させた鋼線材等が開示されている。しかしながら、棒状鋼材の化学組成、金属組織等を制御して、超音波探傷精度の向上を検討した技術はこれまでにない。 Patent Documents 1 to 6 disclose steel wire rods and the like whose characteristics are improved by appropriately controlling the chemical composition, manufacturing conditions and the like. However, there has been no technique to control the chemical composition and metal structure of the rod-shaped steel material to improve the ultrasonic flaw detection accuracy.
以上を踏まえ、本発明は、上記課題を解決し、超音波探傷試験の探傷精度に優れる棒状鋼材を提供することを目的とする。 Based on the above, it is an object of the present invention to solve the above problems and provide a rod-shaped steel material having excellent flaw detection accuracy in an ultrasonic flaw detection test.
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記の棒状鋼材を要旨とする。 The present invention has been made in order to solve the above problems, and has as its gist the following rod-shaped steel materials.
（１）一方向に延びる棒状鋼材であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜３．０％、
Ｍｎ：０．０１〜２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜５．０％、
Ｃｒ：７．０〜３５．０％、
Ｍｏ：０．０１〜５．０％、
Ｃｕ：０．０１〜３．０％、
Ｎ：０．００１〜０．１０％、
Ｔｉ：０〜２．０％、
Ｎｂ：０〜２．０％、
Ｖ：０〜２．０％、
Ｂ：０〜０．１％、
Ａｌ：０〜５．０％、
Ｗ：０〜２．５％、
Ｇａ：０〜０．０５％、
Ｃｏ：０〜２．５％、
Ｓｎ：０〜２．５％、
Ｔａ：０〜２．５％、
Ｃａ：０〜０．０５％、
Ｍｇ：０〜０．０１２％、
Ｚｒ：０〜０．０１２％、
ＲＥＭ：０〜０．０５％、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物であり、
前記一方向に垂直な任意の断面での重心位置と表面とを結ぶ線上において、結晶粒界の横断する数が１．０ｍｍ辺り２．０本以上である、棒状鋼材。
(1) A rod-shaped steel material extending in one direction,
The chemical composition is% by mass,
C: 0.001 to 0.20%,
Si: 0.01 to 3.0%,
Mn: 0.01 to 2.0%,
Ni: 0.01 to 5.0%,
Cr: 7.0 to 35.0%,
Mo: 0.01 to 5.0%,
Cu: 0.01 to 3.0%,
N: 0.001 to 0.10%,
Ti: 0 to 2.0%,
Nb: 0 to 2.0%,
V: 0 to 2.0%,
B: 0 to 0.1%,
Al: 0 to 5.0%,
W: 0-2.5%,
Ga: 0 to 0.05%,
Co: 0 to 2.5%,
Sn: 0 to 2.5%,
Ta: 0 to 2.5%,
Ca: 0 to 0.05%,
Mg: 0 to 0.012%,
Zr: 0 to 0.012%,
REM: 0 to 0.05%,
Remainder: Fe and inevitable impurities,
A rod-shaped steel material, in which a number of crystal grain boundaries crossing is 2.0 or more per 1.0 mm on a line connecting a center of gravity position and a surface in an arbitrary cross section perpendicular to the one direction.
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００１〜２．０％、
Ｎｂ：０．２〜２．０％、
Ｖ：０．００１〜２．０％、
Ｂ：０．０００１〜０．１％
Ａｌ：０．００１〜５．０％、
Ｗ：０．０５〜２．５％、
Ｇａ：０．０００４〜０．０５％、
Ｃｏ：０．０５〜２．５％、
Ｓｎ：０．０１〜２．５％、および
Ｔａ：０．０１〜２．５％、
から選択される一種以上を含有する、
上記（１）に記載の棒状鋼材。
(2) The chemical composition is mass%,
Ti: 0.001 to 2.0%,
Nb: 0.2-2.0%,
V: 0.001-2.0%,
B: 0.0001 to 0.1%
Al: 0.001-5.0%,
W: 0.05-2.5%,
Ga: 0.0004 to 0.05%,
Co: 0.05-2.5%,
Sn: 0.01 to 2.5%, and Ta: 0.01 to 2.5%,
Containing one or more selected from
The rod-shaped steel material according to (1) above.
（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００２〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１２％、
Ｚｒ：０．０００２〜０．０１２％、および
ＲＥＭ：０．０００２〜０．０５％、
から選択される一種以上を含有する、
上記（１）または（２）に記載の棒状鋼材。
(3) The chemical composition is mass%,
Ca: 0.0002 to 0.05%,
Mg: 0.0002 to 0.012%,
Zr: 0.0002 to 0.012%, and REM: 0.0002 to 0.05%,
Containing one or more selected from
The rod-shaped steel material according to (1) or (2) above.
（４）全粒界の長さに対して、隣り合う粒同士の方位差が１５°以上である粒界の長さの割合が０．２０以上である、上記（１）〜（３）のいずれかに記載の棒状鋼材。 (4) In the above (1) to (3), the ratio of the length of the grain boundary in which the orientation difference between adjacent grains is 15° or more to the length of all the grain boundaries is 0.20 or more. The rod-shaped steel material according to any one.
（５）前記断面の形状が円であり、
前記円の直径が５．５〜２００ｍｍである、上記（１）〜（４）のいずれかに記載の棒状鋼材。
(5) The shape of the cross section is a circle,
The rod-shaped steel material according to any one of (1) to (4), wherein the circle has a diameter of 5.5 to 200 mm.
本発明によれば、超音波探傷試験の探傷精度に優れる棒状鋼材を得ることができる。 According to the present invention, it is possible to obtain a rod-shaped steel material having excellent flaw detection accuracy in an ultrasonic flaw detection test.
本発明者らは超音波探傷試験の探傷精度に優れる棒状鋼材を得るために、種々の検討を行なった。その結果、以下の（ａ）〜（ｃ）の知見を得た。 The present inventors conducted various studies in order to obtain a rod-shaped steel material having excellent flaw detection accuracy in an ultrasonic flaw detection test. As a result, the following findings (a) to (c) were obtained.
（ａ）例えば、高純フェライト系ステンレス鋼線材等の鋼材では、デルタフェライトからオーステナイトへの変態が生じないため、金属組織が粗大になる傾向にある。超音波探傷試験においては、このような粗大な金属組織に超音波が衝突することで、超音波の散乱、減衰が生じる。フェライト系ステンレス鋼線材の中でも、太径の鋼線材では、金属組織が顕著に粗大になりやすく、超音波探傷試験における測定精度が低下する傾向にある。 (A) For example, in a steel material such as a high-purity ferritic stainless steel wire rod, since the transformation from delta ferrite to austenite does not occur, the metal structure tends to become coarse. In an ultrasonic flaw detection test, ultrasonic waves are scattered and attenuated by the collision of ultrasonic waves with such a coarse metal structure. Among the ferritic stainless steel wire rods, a steel wire rod having a large diameter tends to have a remarkably coarse metallographic structure, which tends to reduce the measurement accuracy in the ultrasonic flaw detection test.
（ｂ）超音波が進行する方向である、超音波探傷方向の金属組織が試験の測定精度に影響を与えると考えられる。特に、粒界密度を適切に制御することが有効であり、さらに粒界角度を制御することが望ましい。 (B) It is considered that the metal structure in the ultrasonic flaw detection direction, which is the direction in which the ultrasonic waves travel, affects the measurement accuracy of the test. In particular, it is effective to appropriately control the grain boundary density, and it is desirable to further control the grain boundary angle.
（ｃ）上述の粒界密度および粒界角度を制御するためには、化学組成、製造時の条件、具体的には、圧延時の温度、時間、その後の熱処理条件を調整するのが望ましい。 (C) In order to control the grain boundary density and the grain boundary angle described above, it is desirable to adjust the chemical composition, the conditions at the time of manufacturing, specifically, the temperature and time during rolling, and the heat treatment conditions thereafter.
本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。また、本発明の好ましい一実施形態を詳細に説明する。以降の説明では、本発明の好ましい一実施形態を本発明として記載する。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。 The present invention has been made based on the above findings. A preferred embodiment of the present invention will be described in detail. In the following description, a preferred embodiment of the present invention will be described as the present invention. Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail.
なお、本発明における棒状鋼材とは、鋼線材、鋼線、棒鋼を含む。また、後述するように、断面形状は円状に限定されない。したがって、平鋼、角鋼、異形線材、異形棒鋼等を含む。また、本発明に係る棒状鋼材は、一方向に延びる形状を有する。 In addition, the rod-shaped steel material in the present invention includes a steel wire material, a steel wire, and a steel bar. Moreover, as described later, the cross-sectional shape is not limited to a circular shape. Therefore, it includes flat steel, square steel, deformed wire rod, deformed steel bar and the like. Further, the bar-shaped steel material according to the present invention has a shape extending in one direction.
１．化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
1. Chemical composition The reasons for limiting each element are as follows. In addition, in the following description, "%" regarding the content means "mass %".
Ｃ：０．００１〜０．２０％
Ｃは、鋼材の強度を高める。このため、Ｃ含有量は、０．００１％以上とし、０．００２％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｃを過剰に含有させると、熱間加工中に再結晶不良が生じ、粒界密度、粒界角度等が低下する。この結果、超音波探傷特性の低下が生じる。このため、Ｃ含有量は０．２０％以下とする。Ｃ含有量は０．１０％以下とするのが好ましく、０．０５％以下とするのがより好ましく、０．０２％以下とするのがさらに好ましい。
C: 0.001 to 0.20%
C enhances the strength of the steel material. Therefore, the C content is 0.001% or more, preferably 0.002% or more. However, if C is contained excessively, recrystallization failure occurs during hot working, and the grain boundary density, grain boundary angle, etc. decrease. As a result, the ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Therefore, the C content is 0.20% or less. The C content is preferably 0.10% or less, more preferably 0.05% or less, and further preferably 0.02% or less.
Ｓｉ：０．０１〜３．０％
Ｓｉは、脱酸元素として含有させ、高温酸化特性を向上させる。このため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とし、０．０５％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｓｉを過剰に含有させると、熱間加工中に再結晶不良が生じ、粒界密度、粒界角度等が低下する。この結果、超音波探傷特性が低下する。また、靭性が低下する場合もある。このため、Ｓｉ含有量は３．０％以下とする。Ｓｉ含有量は２．０％以下とするのが好ましく、１．０％以下とするのがより好ましく、０．５％以下とするのがさらに好ましい。
Si: 0.01 to 3.0%
Si is contained as a deoxidizing element to improve high temperature oxidation characteristics. Therefore, the Si content is 0.01% or more, preferably 0.05% or more. However, if Si is contained excessively, recrystallization failure occurs during hot working, and the grain boundary density, the grain boundary angle, etc. decrease. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. In addition, the toughness may decrease. Therefore, the Si content is 3.0% or less. The Si content is preferably 2.0% or less, more preferably 1.0% or less, and further preferably 0.5% or less.
Ｍｎ：０．０１〜２．０％
Ｍｎは、鋼材の強度を向上させる。このため、Ｍｎ含有量は、０．０１％以上とし、０．０５％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると、熱間加工中に再結晶不良が生じ、粒界密度、粒界角度等が低下する。この結果、超音波探傷特性が低下する。また、耐食性が低下する場合もある。このため、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。Ｓｉ含有量は１．０％以下とするのが好ましく、０．８％以下とするのがより好ましく、０．５％以下とするのがさらに好ましい。
Mn: 0.01-2.0%
Mn improves the strength of the steel material. Therefore, the Mn content is 0.01% or more, preferably 0.05% or more. However, if Mn is contained excessively, recrystallization failure occurs during hot working, and the grain boundary density, grain boundary angle, etc. decrease. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. In addition, the corrosion resistance may decrease. Therefore, the Si content is 2.0% or less. The Si content is preferably 1.0% or less, more preferably 0.8% or less, and further preferably 0.5% or less.
Ｎｉ：０．０１〜５．０％
Ｎｉは、鋼材の靭性を向上させる。このため、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とし、０．０５％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｎｉを過剰に含有させると、熱間加工中に再結晶不良が生じ、粒界密度または粒界角度が低下する。この結果、超音波探傷特性が低下する。このため、Ｎｉ含有量は５．０％以下とする。Ｎｉ含有量は２．０％以下とするのが好ましく、１．０％以下とするのがより好ましく、０．５％以下とするのがさらに好ましい。
Ni: 0.01 to 5.0%
Ni improves the toughness of the steel material. Therefore, the Ni content is 0.01% or more, preferably 0.05% or more. However, if Ni is contained excessively, recrystallization failure occurs during hot working, and the grain boundary density or the grain boundary angle decreases. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Therefore, the Ni content is 5.0% or less. The Ni content is preferably 2.0% or less, more preferably 1.0% or less, and further preferably 0.5% or less.
Ｃｒ：７．０〜３５．０％
Ｃｒは、耐食性を向上させる。このため、Ｃｒ含有量は、７．０％以上とする。Ｃｒ含有量は１０．０％以上とするのが好ましく、１５．０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｃｒを過剰に含有させると、熱間加工中に再結晶不良が生じて、粒界密度、粒界角度等が低下する。この結果、超音波探傷特性が低下する。また、靭性が低下する場合がある。Ｃｒ含有量は３５．０％以下にする。Ｃｒ含有量は２７．０％以下とするのが好ましく、２５．０％以下とするのがより好ましく、２１．０％以下とするのがさらに好ましい。
Cr: 7.0-35.0%
Cr improves corrosion resistance. Therefore, the Cr content is 7.0% or more. The Cr content is preferably 10.0% or more, more preferably 15.0% or more. However, if Cr is contained excessively, recrystallization failure occurs during hot working, and the grain boundary density, grain boundary angle, etc. decrease. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Further, the toughness may decrease. The Cr content is 35.0% or less. The Cr content is preferably 27.0% or less, more preferably 25.0% or less, still more preferably 21.0% or less.
Ｍｏ：０．０１〜５．０％
Ｍｏは、耐食性を向上させる。このため、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とする。しかしながら、Ｍｏを過剰に含有させると、熱間加工中に再結晶不良が生じて、粒界密度、粒界角度等が低下する。この結果、超音波探傷特性が低下する。このため、Ｍｏ含有量は５．０％以下とする。Ｍｏ含有量は２．０％以下とするのが好ましく、１．０％以下とするのがより好ましく、０．５％以下とするのがさらに好ましい。
Mo: 0.01-5.0%
Mo improves corrosion resistance. Therefore, the Mo content is 0.01% or more. However, if Mo is contained excessively, recrystallization failure occurs during hot working, and the grain boundary density, grain boundary angle, etc. decrease. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Therefore, the Mo content is 5.0% or less. The Mo content is preferably 2.0% or less, more preferably 1.0% or less, and further preferably 0.5% or less.
Ｃｕ：０．０１〜３．０％
Ｃｕは、耐食性を向上させる。このため、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とし、０．３０％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｃｕを過剰に含有させると、熱間加工中に再結晶不良が生じて、粒界密度、粒界角度等が低下する。この結果、超音波探傷特性が低下する。このため、Ｃｕ含有量は３．０％以下とする。Ｃｕ含有量は２．０％以下とするのが好ましく、１．０％以下とするのがより好ましく、０．５％以下とするのがさらに好ましい。
Cu: 0.01-3.0%
Cu improves corrosion resistance. Therefore, the Cu content is 0.01% or more, preferably 0.30% or more. However, if Cu is contained excessively, recrystallization failure occurs during hot working, and the grain boundary density, the grain boundary angle, etc. decrease. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Therefore, the Cu content is 3.0% or less. The Cu content is preferably 2.0% or less, more preferably 1.0% or less, and further preferably 0.5% or less.
Ｎ：０．００１〜０．１０％
Ｎは、鋼材の強度を向上させる。このため、Ｎ含有量は０．００１％以上とし、０．００４％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｎを過剰に含有させると、熱間加工中に再結晶不良が生じて、粒界密度または粒界角度が低下する。この結果、超音波探傷特性が低下する。このため、Ｎ含有量は０．１０％以下とする。Ｎ含有量は０．０５％以下とするのが好ましく、０．０３％以下とするのがより好ましく、０．０２％以下とするのがさらに好ましい。
N: 0.001 to 0.10%
N improves the strength of the steel material. Therefore, the N content is set to 0.001% or more, preferably 0.004% or more. However, when N is contained excessively, recrystallization failure occurs during hot working, and the grain boundary density or the grain boundary angle decreases. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Therefore, the N content is 0.10% or less. The N content is preferably 0.05% or less, more preferably 0.03% or less, and further preferably 0.02% or less.
本発明に係る棒状鋼材は、上記元素に加え、必要に応じて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ａｌ、Ｗ、Ｇａ、Ｃｏ、Ｓｎ、およびＴａから選択される一種以上の元素を含有させてもよい。 The rod-shaped steel material according to the present invention contains, in addition to the above elements, one or more elements selected from Ti, Nb, V, B, Al, W, Ga, Co, Sn, and Ta, if necessary. Good.
Ｔｉ：０〜２．０％
Ｔｉは、鋼材の強度を高める効果を有する。また、Ｔｉは炭窒化物を形成するので、Ｃｒ炭化物の生成を抑制し、Ｃｒ欠乏層の生成を抑制する。この結果、粒界腐食を防止する効果を有する。すなわち、Ｔｉは、耐食性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。
Ti: 0 to 2.0%
Ti has the effect of increasing the strength of the steel material. Moreover, since Ti forms carbonitrides, it suppresses the formation of Cr carbides and suppresses the formation of Cr-depleted layers. As a result, it has an effect of preventing intergranular corrosion. That is, Ti has the effect of improving the corrosion resistance, and thus may be contained if necessary.
しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させると、熱間加工中に再結晶不良が生じて、粒界密度、粒界角度等が低下する。この結果、超音波探傷特性が低下する。このため、Ｔｉ含有量は２．０％以下とする。Ｔｉ含有量は１．０％以下とするのが好ましく、０．５％以下とするのがより好ましく、０．０５％以下とすることがさらに好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。 However, if Ti is contained excessively, recrystallization failure occurs during hot working, and the grain boundary density, the grain boundary angle, etc. decrease. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Therefore, the Ti content is 2.0% or less. The Ti content is preferably 1.0% or less, more preferably 0.5% or less, and further preferably 0.05% or less. On the other hand, in order to obtain the above effect, the Ti content is preferably 0.001% or more.
Ｎｂ：０〜２．０％
Ｎｂは、鋼材の強度を高める効果を有する。また、Ｎｂは炭窒化物を形成するため、Ｃｒ炭化物の生成を抑制し、Ｃｒ欠乏層の生成を抑制する。この結果、Ｎｂは粒界腐食を防止する効果を有する。すなわち、Ｎｂは、耐食性の向上に有効な元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有させると、熱間加工中に再結晶不良が生じて、粒界密度、粒界角度等が低下する。この結果、超音波探傷特性が低下する。このため、Ｎｂ含有量は２．０％以下とする。Ｎｂ含有量は１．０％以下とするのが好ましく、０．８％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．２％以上とするのが好ましく、０．３％以上とするのがより好ましい。
Nb: 0 to 2.0%
Nb has the effect of increasing the strength of the steel material. Further, since Nb forms carbonitrides, it suppresses the formation of Cr carbides and suppresses the formation of Cr-deficient layers. As a result, Nb has the effect of preventing intergranular corrosion. That is, Nb is an element effective for improving the corrosion resistance, and thus may be contained if necessary. However, if Nb is contained excessively, recrystallization failure occurs during hot working, and the grain boundary density, grain boundary angle, etc. decrease. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Therefore, the Nb content is 2.0% or less. The Nb content is preferably 1.0% or less, more preferably 0.8% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the Nb content is preferably 0.2% or more, and more preferably 0.3% or more.
Ｖ：０〜２．０％
Ｖは、耐食性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖを過剰に含有させると、熱間加工中に再結晶不良が生じて、粒界密度、粒界角度等が低下する。この結果、超音波探傷特性が低下する。また、靭性が低下する場合がある。このため、Ｖ含有量は２．０％以下とする。Ｖ含有量は１．０％以下とするのが好ましく、０．５％以下とするのがより好ましく、０．１％以下とするのがさらに好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｖ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。
V: 0 to 2.0%
V has the effect of improving the corrosion resistance, so V may be contained if necessary. However, if V is contained excessively, recrystallization failure occurs during hot working, and the grain boundary density, the grain boundary angle, etc. decrease. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Further, the toughness may decrease. Therefore, the V content is 2.0% or less. The V content is preferably 1.0% or less, more preferably 0.5% or less, and further preferably 0.1% or less. On the other hand, in order to obtain the above effect, the V content is preferably 0.001% or more.
Ｂ：０〜０．１％
Ｂは、熱間加工性および耐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂを過剰に含有させると、熱間加工中に再結晶不良が生じて、粒界密度、粒界角度等が低下する。この結果、超音波探傷特性が低下する。また、靭性が低下する場合がある。このため、Ｂ含有量は０．１％以下とする。Ｂ含有量は０．０２％以下とするのが好ましく、０．０１％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上とするのが好ましい。
B: 0 to 0.1%
B has the effect of improving hot workability and corrosion resistance. Therefore, it may be contained if necessary. However, if B is contained excessively, recrystallization failure occurs during hot working, and the grain boundary density, grain boundary angle, etc. decrease. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Further, the toughness may decrease. Therefore, the B content is 0.1% or less. The B content is preferably 0.02% or less, more preferably 0.01% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the B content is preferably 0.0001% or more.
Ａｌ：０〜５．０％
Ａｌは、脱酸を促進させ、介在物清浄度レベルを向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ａｌを過剰に含有させると、その効果は飽和し、熱間加工中に再結晶不良が生じて、粒界密度、粒界角度等が低下する。この結果、超音波探傷特性が低下する。また、靭性が低下する場合がある。このため、Ａｌ含有量は５．０％以下とする。Ａｌ含有量は１．０％以下とするのが好ましく、０．１％以下とするのがより好ましく、０．０１％以下とするのがさらに好ましい。一方、前記効果を得るためには、Ａｌ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。
Al: 0 to 5.0%
Since Al has the effect of promoting deoxidation and improving the inclusion cleanliness level, it may be contained if necessary. However, when Al is contained excessively, the effect is saturated, recrystallization failure occurs during hot working, and the grain boundary density, grain boundary angle, etc. decrease. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Further, the toughness may decrease. Therefore, the Al content is 5.0% or less. The Al content is preferably 1.0% or less, more preferably 0.1% or less, and further preferably 0.01% or less. On the other hand, in order to obtain the above effect, the Al content is preferably 0.001% or more.
Ｗ：０〜２．５％
Ｗは、耐食性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｗを過剰に含有させると、熱間加工中に再結晶不良が生じて、粒界密度、粒界角度等が低下する。この結果、超音波探傷特性が低下する。このため、Ｗ含有量は２．５％以下とする。Ｗ含有量は２．０％以下とするのが好ましく、１．５％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｗ含有量は０．０５％以上とするのが好ましく、０．１０％以上とするのがより好ましい。
W: 0-2.5%
W has an effect of improving the corrosion resistance, and thus may be contained if necessary. However, if W is contained excessively, recrystallization failure occurs during hot working, and the grain boundary density, grain boundary angle, etc. decrease. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Therefore, the W content is 2.5% or less. The W content is preferably 2.0% or less, more preferably 1.5% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the W content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more.
Ｇａ：０〜０．０５％
Ｇａは、耐食性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｇａを過剰に含有させると、熱間加工性が低下する。このため、Ｇａ含有量は０．０５％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｇａ含有量は０．０００４％以上とするのが好ましい。
Ga: 0 to 0.05%
Ga has the effect of improving the corrosion resistance, and thus may be contained if necessary. However, if Ga is contained excessively, the hot workability is deteriorated. Therefore, the Ga content is 0.05% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the Ga content is preferably 0.0004% or more.
Ｃｏ：０〜２．５％
Ｃｏは、鋼材の強度を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏを過剰に含有させると、熱間加工中に再結晶不良が生じて、粒界密度または粒界角度が低下する。この結果、超音波探傷特性が低下する。このため、Ｃｏ含有量は２．５％以下とする。Ｃｏ含有量は１．０％以下とするのが好ましく、０．８％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量は０．０５％以上とするのが好ましく、０．１０％以上とするのがより好ましい。
Co: 0-2.5%
Since Co has the effect of improving the strength of the steel material, it may be contained if necessary. However, when Co is contained excessively, recrystallization failure occurs during hot working, and the grain boundary density or the grain boundary angle decreases. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Therefore, the Co content is 2.5% or less. The Co content is preferably 1.0% or less, more preferably 0.8% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the Co content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more.
Ｓｎ：０〜２．５％
Ｓｎは、耐食性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｎを過剰に含有させると、熱間加工中に再結晶不良が生じて、粒界密度、粒界角度等が低下する。この結果、超音波探傷特性が低下する。このため、Ｓｎ含有量は２．５％以下とする。Ｓｎ含有量は１．０％以下とするのがより好ましく、０．２％以下とするのがさらに好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｓｎ含有量は０．０１％以上とするのが好ましく、０．０５％以上とするのがより好ましい。
Sn: 0 to 2.5%
Sn has the effect of improving the corrosion resistance, so it may be contained if necessary. However, if Sn is contained excessively, recrystallization failure occurs during hot working, and the grain boundary density, grain boundary angle, etc. are reduced. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Therefore, the Sn content is 2.5% or less. The Sn content is more preferably 1.0% or less, further preferably 0.2% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the Sn content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.05% or more.
Ｔａ：０〜２．５％
Ｔａは、耐食性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔａを過剰に含有させると、熱間加工中に再結晶不良が生じて、粒界密度、粒界角度等が低下する。この結果、超音波探傷特性が低下する。このため、Ｔａ含有量は２．５％以下とする。Ｔａ含有量は１．５％以下とするのが好ましく、０．９％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｔａ含有量は０．０１％以上とするのが好ましく、０．０４％以上とするのがより好ましく、０．０８％以上とするのがさらに好ましい。
Ta: 0 to 2.5%
Ta has the effect of improving corrosion resistance, and thus may be contained if necessary. However, if Ta is contained excessively, recrystallization failure occurs during hot working, and the grain boundary density, grain boundary angle, etc. decrease. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Therefore, the Ta content is 2.5% or less. The Ta content is preferably 1.5% or less, more preferably 0.9% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the Ta content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.04% or more, and further preferably 0.08% or more.
本発明に係る棒状鋼材は、上記元素に加え、必要に応じて、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、およびＲＥＭから選択される一種以上の元素を含有させてもよい。 The rod-shaped steel material according to the present invention may contain one or more elements selected from Ca, Mg, Zr, and REM, if necessary, in addition to the above elements.
Ｃａ：０〜０．０５％
Ｍｇ：０〜０．０１２％
Ｚｒ：０〜０．０１２％
ＲＥＭ：０〜０．０５％
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、およびＲＥＭは、脱酸のため、必要に応じて、含有させてもよい。しかしながら、これら各元素を過剰に含有させると、熱間加工中に再結晶不良が生じて、粒界密度、粒界角度等が低下する。この結果、超音波探傷特性が低下する。このため、Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０１２％以下、Ｚｒ：０．０１２％以下、ＲＥＭ：０．０５％以下とする。Ｃａ含有量は、０．０１０％以下とするのが好ましく、０．００５％以下とするのがより好ましい。Ｍｇは、０．０１０％以下とするのが好ましく、０．００５％以下とするのがより好ましい。Ｚｒは、０．０１０％以下とするのが好ましく、０．００５％以下とするのがより好ましい。ＲＥＭは、０．０１０％以下とするのが好ましい。
Ca: 0-0.05%
Mg: 0 to 0.012%
Zr: 0 to 0.012%
REM: 0 to 0.05%
Since Ca, Mg, Zr, and REM are deoxidized, they may be contained if necessary. However, if each of these elements is contained in excess, recrystallization failure occurs during hot working, and the grain boundary density, grain boundary angle, etc. decrease. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Therefore, Ca: 0.05% or less, Mg: 0.012% or less, Zr: 0.012% or less, and REM: 0.05% or less. The Ca content is preferably 0.010% or less, more preferably 0.005% or less. The Mg content is preferably 0.010% or less, more preferably 0.005% or less. Zr is preferably 0.010% or less, and more preferably 0.005% or less. The REM is preferably 0.010% or less.
一方、上記効果を得るためには、Ｃａ：０．０００２％以上、Ｍｇ：０．０００２％以上、Ｚｒ：０．０００２％以上、ＲＥＭ：０．０００２％以上とするのが好ましい。Ｃａ含有量は、０．０００４％以上とするのがより好ましく、０．００１％以上とするのがさらに好ましい。Ｍｇ含有量は、０．０００４％以上とするのが好ましく、０．００１％以上とするのがさらに好ましい。Ｚｒ含有量は、０．０００４％以上とするのがより好ましく、０．００１％以上とするのがさらに好ましい。ＲＥＭ含有量は、０．０００４％以上とするのがより好ましく、０．００１％以上とするのがさらに好ましい。 On the other hand, in order to obtain the above effect, it is preferable that Ca: 0.0002% or more, Mg: 0.0002% or more, Zr: 0.0002% or more, and REM: 0.0002% or more. The Ca content is more preferably 0.0004% or more, still more preferably 0.001% or more. The Mg content is preferably 0.0004% or more, more preferably 0.001% or more. The Zr content is more preferably 0.0004% or more, still more preferably 0.001% or more. The REM content is more preferably 0.0004% or more, still more preferably 0.001% or more.
なお、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称である。これらの１７元素のうちの１種以上を鋼に含有させることができ、ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。 In addition, REM is a general term for 17 elements in which Y and Sc are combined with 15 elements of lanthanoid. One or more of these 17 elements can be contained in the steel, and the REM content means the total content of these elements.
本発明の鋼板の化学組成において、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。ここで「不可避的不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。 In the chemical composition of the steel sheet of the present invention, the balance is Fe and inevitable impurities. Here, "inevitable impurities", when industrially manufacturing a steel sheet, ore, raw materials such as scrap, components mixed by various factors of the manufacturing process, in the range that does not adversely affect the present invention. Means acceptable.
なお、不可避的不純物としては、例えば、Ｓ、Ｐ、Ｏ、Ｚｎ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｓｂ、Ｈ、Ｔｅ等が例示される。不可避的不純物は低減されることが好ましいが、含有される場合は、Ｚｎ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｓｅ、およびＨは０．０１％以下とするのが望ましい。また、ＳｂおよびＴｅは、０．０５％以下とするのが望ましい。 The unavoidable impurities are exemplified by S, P, O, Zn, Bi, Pb, Se, Sb, H, Te and the like. The unavoidable impurities are preferably reduced, but when they are contained, Zn, Bi, Pb, Se, and H are preferably 0.01% or less. Further, it is desirable that Sb and Te be 0.05% or less.
２．粒界密度
上述のように、本発明に係る棒状鋼材は、一方向に延びる形状を有する。そして、上記一方向に垂直な任意の断面での重心位置と表面とを結ぶ線上において、結晶粒径の横断する数（以下、単に「粒界密度」と記載する。）が１．０ｍｍ辺り２．０本以上とする。なお、例えば、断面の形状が円である場合には、重心位置が円の中心となり、表面は円弧上の任意の点となる。
2. Grain Boundary Density As described above, the rod-shaped steel material according to the present invention has a shape extending in one direction. Then, on the line connecting the center of gravity position and the surface in an arbitrary cross section perpendicular to the above-mentioned one direction, the number of crystal grain sizes crossing (hereinafter, simply referred to as “grain boundary density”) is around 1.0 mm 2. .0 or more. In addition, for example, when the shape of the cross section is a circle, the center of gravity is the center of the circle, and the surface is an arbitrary point on the arc.
本発明に係る棒状鋼材では、粒界密度が、２．０本／ｍｍ未満であると、超音波が散乱・減衰され、超音波探傷特性が低下する。このため、本発明に係る棒状鋼材では、粒界密度は２．０本／ｍｍ以上とする。粒界密度は、３．０本／ｍｍ以上とするのが好ましく、５．０本／ｍｍ以上とするのがより好ましく、１０．０本／ｍｍ以上とするのがさらに好ましく、２０．０本／ｍｍ以上とするのが一層好ましい。 In the bar-shaped steel material according to the present invention, when the grain boundary density is less than 2.0/mm, ultrasonic waves are scattered/attenuated, and ultrasonic flaw detection characteristics are deteriorated. Therefore, in the rod-shaped steel material according to the present invention, the grain boundary density is 2.0/mm or more. The grain boundary density is preferably 3.0 lines/mm or more, more preferably 5.0 lines/mm or more, further preferably 10.0 lines/mm or more, and 20.0 lines/mm. /Mm or more is more preferable.
なお、上述した粒界密度は、以下の手順で測定する。具体的には、棒状鋼材の長さ方向（上述の一方向）に平行であり、かつ鋼材の中心軸を通る断面（Ｌ断面）を研磨した後、結晶粒界を識別できるエッチング（例えば、王水など）を施す。エッチングした面を観察面とし、重心位置から外周の点、つまり表面までが含まれる組織写真を撮影する。得られた組織写真において重心位置と表面とを直線で結び（直線は長手方向に垂直）、直線上の粒界の本数ｎｇｂ（本）を測定する。測定した粒界本数ｎｇｂ（本）を、重心位置と表面とを結ぶ直線の長さ（Ｒ（ｍｍ））で除して、粒界密度ｎｇｂ／Ｒ（本／ｍｍ）を算出する。 The grain boundary density described above is measured by the following procedure. Specifically, after polishing a cross section (L cross section) that is parallel to the length direction of the rod-shaped steel material (the above-mentioned one direction) and passes through the central axis of the steel material, etching that enables identification of crystal grain boundaries (for example, king Water). Using the etched surface as an observation surface, a tissue photograph including a point from the center of gravity to the outer peripheral point, that is, the surface is taken. In the obtained micrograph, the position of the center of gravity and the surface are connected by a straight line (the straight line is perpendicular to the longitudinal direction), and the number of grain boundaries on the straight line, n gb (the number), is measured. The measured grain boundary number ngb (pieces) is divided by the length (R (mm)) of a straight line connecting the center of gravity and the surface to calculate the grain boundary density ngb /R (pieces/mm).
３．粒界角度
本発明に係る棒状鋼材では、観察される全粒界の長さに対し、隣り合う粒同士の方位差が１５°以上である粒界の長さの割合（以下、単に「大角粒界分率」と記載する。）を０．２０以上とするのが好ましい。大角粒界分率が０．２０未満であると、超音波が散乱、減衰され、超音波探傷特性が低下するためである。大角粒界分率は０．５０以上とするのがより好ましく、０．７０以上とするのがさらに好ましく、０．８０以上とするのが一層好ましい。
3. Grain Boundary Angle In the rod-shaped steel material according to the present invention, the ratio of the length of the grain boundary in which the orientation difference between adjacent grains is 15° or more to the length of all the observed grain boundaries (hereinafter, simply “large-angle grain”). It is described as “boundary ratio”) is preferably 0.20 or more. This is because if the large angle grain boundary fraction is less than 0.20, the ultrasonic waves are scattered and attenuated, and the ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. The large angle grain boundary fraction is more preferably 0.50 or more, further preferably 0.70 or more, and further preferably 0.80 or more.
なお、大角粒界分率は、以下の手順を用い、算出する。具体的には、鋼材のＬ断面において、表層部、中心部、および表層部と中心部との間に存在する１／４深さ位置部において、２００倍の視野で１視野以上測定を行う。そして、観察視野における各結晶粒の結晶方位を、ＦＥ−ＳＥＭ／ＥＢＳＤを用いて解析する。得られたデータにおける各粒界角度の出現頻度を用い、測定された全粒界に対して１５°以上の粒界の割合を抽出し、その分率を算出する。この際、解析ソフトは、「ＯＩＭ−Ａｎａｌｙｓｉｓ」を用いる。なお、上記表層部とは表面から中心軸方向に１ｍｍ深さ位置を指す。 The large angle grain boundary fraction is calculated using the following procedure. Specifically, in the L cross section of the steel material, at least one visual field is measured with a visual field of 200 times at the surface layer portion, the central portion, and the ¼ depth position portion existing between the surface layer portion and the central portion. Then, the crystal orientation of each crystal grain in the observation visual field is analyzed using FE-SEM/EBSD. Using the appearance frequency of each grain boundary angle in the obtained data, the ratio of grain boundaries of 15° or more to all the measured grain boundaries is extracted, and the fraction thereof is calculated. At this time, the analysis software uses “OIM-Analysis”. The surface layer portion means a position 1 mm deep from the surface in the central axis direction.
４．形状および大きさ
上述したように、本発明に係る棒鋼材の長さ方向に対して垂直な面の断面形状は、特に限定されない。例えば、上記断面は、一般的な円形だけに限定されない。断面が矩形である平鋼、角鋼に加え、異形材をも含まれ得る。
4. Shape and Size As described above, the cross-sectional shape of the plane perpendicular to the length direction of the steel bar according to the present invention is not particularly limited. For example, the cross section is not limited to a general circular shape. In addition to flat steel and rectangular steel having a rectangular cross section, a profile may be included.
また、本発明に係る棒状鋼材は、丸鋼である場合、すなわち、上記断面が円である場合は、上記断面の直径を５．５〜２００ｍｍの範囲とするのが好ましい。上記断面の直径が５．５ｍｍ未満であると、鋼材に占める超音波探傷の不感帯領域の増加によって、超音波探傷特性が低下する。このため、上記断面の直径は、５．５ｍｍ以上とするのが好ましく、１０．０ｍｍ以上とするのがより好ましく、２０．０ｍｍ以上とするのがさらに好ましい。 Further, when the rod-shaped steel material according to the present invention is round steel, that is, when the cross section is a circle, it is preferable that the diameter of the cross section is in the range of 5.5 to 200 mm. When the diameter of the cross section is less than 5.5 mm, the ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate due to an increase in the dead zone area of the ultrasonic flaw detection in the steel material. Therefore, the diameter of the cross section is preferably 5.5 mm or more, more preferably 10.0 mm or more, and further preferably 20.0 mm or more.
しかしながら、上記断面が２００ｍｍ超であると、熱間加工前の金属組織が粗大になり、鋼材の粒界密度または粒界角度が低下する。この結果、超音波探傷特性が低下する。このため、上記断面の直径は２００ｍｍ以下とするのが好ましい。上記断面の直径は１５０ｍｍ以下とするのがより好ましく、１００ｍｍ以下とするのがさらに好ましく、７０ｍｍ以下とするのが、特に好ましい。 However, if the cross section exceeds 200 mm, the metal structure before hot working becomes coarse, and the grain boundary density or grain boundary angle of the steel material decreases. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. For this reason, the diameter of the cross section is preferably 200 mm or less. The diameter of the cross section is more preferably 150 mm or less, further preferably 100 mm or less, and particularly preferably 70 mm or less.
本発明に係る棒状鋼材は、上記断面形状が円以外である場合、断面の重心位置から、表面（外周）までの最短距離が２．７５〜１００ｍｍの範囲とするのが好ましい。 When the cross-sectional shape of the rod-shaped steel material according to the present invention is other than a circle, the shortest distance from the position of the center of gravity of the cross section to the surface (outer periphery) is preferably in the range of 2.75 to 100 mm.
５．特性の評価
本発明に係る棒状鋼材では、人工欠陥に基づく信号強度（Ｓ）と、ノイズに基づく信号強度（Ｎ）との比であるＳ／Ｎを用い、超音波探傷特性を評価する。Ｓ／Ｎが６．０ｄＢ以上である場合、超音波探傷特性が良好であると判断する。Ｓ／Ｎは、８．０ｄＢ以上であるのが好ましく、１２．０ｄＢ以上であるのがより好ましく、１５．０ｄＢ以上であるのがさらに好ましく、２０．０ｄＢ以上であるのが一層好ましい。
5. Evaluation of characteristics In the rod-shaped steel material according to the present invention, ultrasonic flaw detection characteristics are evaluated using S/N, which is the ratio of the signal strength (S) based on artificial defects and the signal strength (N) based on noise. When the S/N is 6.0 dB or more, it is determined that the ultrasonic flaw detection characteristics are good. The S/N is preferably 8.0 dB or more, more preferably 12.0 dB or more, further preferably 15.0 dB or more, and further preferably 20.0 dB or more.
なお、Ｓ／Ｎは、探傷方向、選定する周波数、人工欠陥の有無、表面状態等によっても変化する。このため、本発明に係る棒状鋼材では、以下の手順により、Ｓ／Ｎを算出する。具体的には、Ｐｈａｓｅｄ Ａｒｒａｙ方式の超音波探傷試験により試験を行い、探傷角度は垂直とし、周波数は０．５〜２０ＭＨｚ、２６素子、全没水浸条件にて測定を行う。なお、後述する実施例においては周波数を７ＭＨｚとして、測定を行う。 The S/N also changes depending on the flaw detection direction, the selected frequency, the presence/absence of an artificial defect, the surface condition, and the like. Therefore, in the rod-shaped steel material according to the present invention, the S/N is calculated by the following procedure. Specifically, the test is performed by an ultrasonic flaw detection test of the Phased Array method, the flaw detection angle is vertical, the frequency is 0.5 to 20 MHz, 26 elements, and the measurement is performed under the condition of total immersion in water. In the examples described below, the frequency is set to 7 MHz and the measurement is performed.
低周波数では、超音波の波長が大きくなり、超音波の散乱・減衰が抑制されるが、検出可能な欠陥径は大きくなるため、両者の兼ね合いから周波数を選定する。人工欠陥径について、０．３〜５ｍｍが好ましく、表面状態について、スケールの付いた黒皮肌またはピーリング肌等が好ましい。 At low frequencies, the wavelength of ultrasonic waves increases, and scattering/attenuation of ultrasonic waves is suppressed, but the size of defects that can be detected increases, so the frequency is selected in consideration of both factors. The artificial defect diameter is preferably 0.3 to 5 mm, and the surface condition is preferably scaled black skin or peeling skin.
６．製造方法
本発明に係る棒状鋼材の好ましい製造方法を説明する。以下の説明においては、断面が円形である鋼線材を例に説明をする。本発明に係る棒状鋼材は、製造方法によらず、上述の構成を有していれば、その効果を得られるが、例えば、以下のような製造方法により、本発明に係る棒状鋼材を安定して得ることができる。
6. Manufacturing Method A preferable manufacturing method of the rod-shaped steel material according to the present invention will be described. In the following description, a steel wire rod having a circular cross section will be described as an example. The rod-shaped steel material according to the present invention can obtain the effect if it has the above-mentioned configuration regardless of the manufacturing method, but for example, by the following manufacturing method, the rod-shaped steel material according to the present invention is stabilized. Can be obtained.
本発明に係る棒状鋼材では、上記化学組成を有する鋼を溶製し、所定の径を有する鋳片を鋳造した後、熱間または温間の線材圧延を行うことが好ましい。その後、必要に応じて、適宜、溶体化処理、酸洗を行うことが好ましい。 In the rod-shaped steel material according to the present invention, it is preferable that the steel having the above-mentioned chemical composition is melted, a slab having a predetermined diameter is cast, and then hot or warm wire rod rolling is performed. Then, if necessary, it is preferable to appropriately perform solution treatment and pickling.
６−１．加熱工程
鋳片の加熱温度は、加工温度に関係し、鋼材の累積ひずみおよび再結晶挙動に寄与する。そして、鋼材の粒界密度および粒界角度を変化させ、超音波探傷特性に関係する。このため、溶製した鋳片を４５０〜１３００℃の温度で加熱するのが好ましい。鋳片の加熱温度が低すぎると、棒状鋼材が脆化する。このため、鋳片の加熱温度は４５０℃以上とするのが好ましく、７００℃以上とするのがより好ましく、８００℃以上とするのがさらに好ましい。
6-1. Heating step The heating temperature of the slab is related to the working temperature and contributes to the cumulative strain and recrystallization behavior of the steel material. Then, the grain boundary density and grain boundary angle of the steel material are changed, which is related to ultrasonic flaw detection characteristics. For this reason, it is preferable to heat the molten slab at a temperature of 450 to 1300°C. If the heating temperature of the slab is too low, the rod-shaped steel material becomes brittle. Therefore, the heating temperature of the slab is preferably 450° C. or higher, more preferably 700° C. or higher, and further preferably 800° C. or higher.
しかしながら、鋳片の加熱温度が高すぎると、加工時の温度を高め、累積ひずみの減少、再結晶不良によって粒界密度および粒界角度が減少する。この結果、超音波探傷特性が低下する。このため、鋳片の加熱温度は１３００℃以下とするのが好ましく、１２００℃以下とするのがより好ましく、１１００℃以下とするのがさらに好ましい。 However, when the heating temperature of the slab is too high, the temperature at the time of working is increased, the cumulative strain is reduced, and the grain boundary density and the grain boundary angle are reduced due to poor recrystallization. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Therefore, the heating temperature of the slab is preferably 1300° C. or lower, more preferably 1200° C. or lower, and further preferably 1100° C. or lower.
６−２．傾斜圧延工程
加熱された鋳片は、傾斜圧延を用い、熱間加工されるのが好ましい。なお、熱間加工は傾斜圧延に限定されず、同様の熱加工履歴を辿る方法であればよい。傾斜圧延の断面減少率は、鋼材の累積ひずみ、および再結晶挙動に寄与し、粒界密度および粒界角度を変化させる。このため、断面減少率は、超音波探傷特性に影響を与える。断面減少率を２０．０％未満とすると、累積ひずみの減少および再結晶不良によって、粒界密度および粒界角度が減少する。この結果、超音波探傷特性が低下する。このため、断面減少率は２０．０％以上とするのが好ましく、４０．０％以上とするのがより好ましく、５０．０％以上とするのがさらに好ましく、８０．０％以上とするのが一層好ましい。
6-2. Inclined Rolling Step The heated slab is preferably subjected to hot working using inclined rolling. The hot working is not limited to the tilt rolling, and any method that traces a similar hot working history may be used. The cross-section reduction rate of the inclined rolling contributes to the cumulative strain and recrystallization behavior of the steel material and changes the grain boundary density and the grain boundary angle. Therefore, the cross-section reduction rate affects the ultrasonic flaw detection characteristics. When the cross-section reduction rate is less than 20.0%, the grain boundary density and the grain boundary angle are reduced due to the reduction of the cumulative strain and the poor recrystallization. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Therefore, the cross-section reduction rate is preferably 20.0% or more, more preferably 40.0% or more, even more preferably 50.0% or more, and 80.0% or more. Is more preferable.
傾斜圧延における加工温度は、棒状鋼材の累積ひずみ、および再結晶挙動に寄与し、粒界密度および粒界角度を変化させる。このように、傾斜圧延における加工温度は、超音波探傷特性に影響を与えるため、加工温度は４５０〜１２００℃の範囲とするのが好ましい。圧延の加工温度が４５０℃未満であると、鋼材が脆化する。このため、傾斜圧延における加工温度は４５０℃以上とするのが好ましく、７００℃以上とするのがより好ましい。 The working temperature in the tilt rolling contributes to the cumulative strain and recrystallization behavior of the rod-shaped steel material, and changes the grain boundary density and the grain boundary angle. As described above, since the processing temperature in the inclined rolling affects the ultrasonic flaw detection characteristics, the processing temperature is preferably in the range of 450 to 1200°C. If the rolling processing temperature is lower than 450°C, the steel material becomes brittle. For this reason, the processing temperature in the inclined rolling is preferably 450° C. or higher, and more preferably 700° C. or higher.
しかしながら、傾斜圧延における加工温度が１２００℃を超えると、累積ひずみが減少し、再結晶不良が生じて、粒界密度および粒界角度が減少する。この結果、超音波探傷特性が低下する。このため、傾斜圧延における加工温度は１２００℃以下とするのが好ましく、１１００℃以下とするのがより好ましく、１０００℃以下とするのがさらに好ましい。 However, when the processing temperature in the inclined rolling exceeds 1200° C., the cumulative strain decreases, recrystallization failure occurs, and the grain boundary density and the grain boundary angle decrease. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Therefore, the working temperature in the inclined rolling is preferably 1200° C. or lower, more preferably 1100° C. or lower, and further preferably 1000° C. or lower.
なお、傾斜圧延が完了した後に、続いて、鋼材は中間焼鈍に供されるのが好ましい。傾斜圧延完了後から中間焼鈍開始までの時間は、圧延で蓄積されたひずみ量および再結晶挙動に影響を与え、粒界密度および粒界角度を変化させる。このため、傾斜圧延完了後から中間焼鈍開始までの時間は、超音波探傷特性に影響を与える。傾斜圧延完了後から中間焼鈍開始までの時間は、０．０１〜１００ｓの範囲とするのが好ましい。 After the completion of the tilt rolling, it is preferable that the steel material is subsequently subjected to intermediate annealing. The time from the completion of tilt rolling to the start of intermediate annealing affects the amount of strain accumulated in rolling and recrystallization behavior, and changes the grain boundary density and grain boundary angle. Therefore, the time from the completion of the inclined rolling to the start of the intermediate annealing affects the ultrasonic flaw detection characteristics. The time from the completion of tilt rolling to the start of intermediate annealing is preferably in the range of 0.01 to 100 s.
傾斜圧延完了後から、中間焼鈍開始までの時間が０．０１ｓ未満であると、後述する製造工程において、粗大な粒が形成し、粒界密度および粒界角度が減少し、超音波探傷特性が低下する。このため、傾斜圧延完了後から中間焼鈍時間までの０．０１ｓ以上とするのが好ましく、０．１ｓ以上とするのがより好ましく、１ｓ以上とするのがさらに好ましい。 If the time from the completion of the tilt rolling to the start of the intermediate annealing is less than 0.01 s, coarse grains are formed in the manufacturing process described below, the grain boundary density and the grain boundary angle are reduced, and the ultrasonic flaw detection characteristics are reduced. descend. Therefore, it is preferably 0.01 s or more, more preferably 0.1 s or more, even more preferably 1 s or more from the completion of the tilt rolling to the intermediate annealing time.
しかしながら、傾斜圧延完了後から中間焼鈍開始までの時間が１００ｓ超であると、累積ひずみが減少、および再結晶不良が生じて、粒界密度および粒界角度が減少する。この結果、超音波探傷特性が低下する。このため、傾斜圧延完了後から中間焼鈍開始までの時間は１００ｓ以下とするのが好ましく、５０ｓ以下とするのがより好ましく、１０ｓ以下とするのがさらに好ましい。 However, if the time from the completion of the tilt rolling to the start of the intermediate annealing is more than 100 s, the cumulative strain decreases and recrystallization failure occurs, and the grain boundary density and the grain boundary angle decrease. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Therefore, the time from the completion of the inclined rolling to the start of the intermediate annealing is preferably 100 s or less, more preferably 50 s or less, and further preferably 10 s or less.
６−３．中間焼鈍工程
続く中間焼鈍工程では、鋳造で形成された粗大な凝固組織を再結晶させるために行う。中間焼鈍工程においては、７００〜１３００℃の温度域で焼鈍を行うのが好ましい。中間焼鈍工程で鋼材が再結晶すると、棒状鋼材の粒界密度および粒界角度が増加する。この結果、超音波探傷特性が向上する。中間焼鈍工程における温度（以下、「中間焼鈍温度」と記載する。）が７００℃未満であると、再結晶不良が生じて、粒界密度および粒界角度が減少する。この結果、超音波探傷特性が低下する。このため、中間焼鈍温度は７００℃以上とするのが好ましく、８００℃以上とするのがより好ましい。
6-3. Intermediate Annealing Step The subsequent intermediate annealing step is performed to recrystallize the coarse solidification structure formed by casting. In the intermediate annealing step, it is preferable to perform annealing in the temperature range of 700 to 1300°C. When the steel material is recrystallized in the intermediate annealing step, the grain boundary density and the grain boundary angle of the rod-shaped steel material increase. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics are improved. If the temperature in the intermediate annealing step (hereinafter referred to as “intermediate annealing temperature”) is less than 700° C., recrystallization failure occurs and the grain boundary density and grain boundary angle decrease. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Therefore, the intermediate annealing temperature is preferably 700°C or higher, more preferably 800°C or higher.
しかしながら、中間焼鈍温度が１３００℃超であると、粗大粒が形成し、粒界密度および粒界角度が低下する。この結果、超音波探傷特性が低下する。このため、中間焼鈍温度は１３００℃以下とするのが好ましく、１２００℃以下とするのがより好ましく、１１００℃以下とするのがさらに好ましい。 However, when the intermediate annealing temperature is higher than 1300° C., coarse grains are formed, and the grain boundary density and the grain boundary angle decrease. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Therefore, the intermediate annealing temperature is preferably 1300°C or lower, more preferably 1200°C or lower, and further preferably 1100°C or lower.
また、中間焼鈍における焼鈍時間（以下、「中間焼鈍時間」と記載する。）は、１〜４８０ｍｉｎの範囲とするのが好ましい。中間焼鈍時間が１ｍｉｎ未満であると、再結晶不良が生じ、粒界密度および粒界角度が減少し、超音波探傷特性が低下する。このため、中間焼鈍時間は１ｍｉｎ以上とするのが好ましく、３０ｍｉｎ以上とするのがより好ましい。 The annealing time in the intermediate annealing (hereinafter, referred to as "intermediate annealing time") is preferably in the range of 1 to 480 min. If the intermediate annealing time is less than 1 min, recrystallization failure will occur, the grain boundary density and the grain boundary angle will decrease, and the ultrasonic flaw detection characteristics will deteriorate. Therefore, the intermediate annealing time is preferably 1 min or longer, more preferably 30 min or longer.
しかしながら、中間焼鈍時間が４８０ｍｉｎ超であると、粗大粒が形成し、粒界密度および粒界角度が低下する。このため、中間焼鈍時間は４８０ｍｉｎ以下とするのが好ましく、１８０ｍｉｎ以下とするのがより好ましい。 However, if the intermediate annealing time is more than 480 min, coarse grains are formed and the grain boundary density and the grain boundary angle decrease. Therefore, the intermediate annealing time is preferably 480 min or less, more preferably 180 min or less.
６−４．圧延工程
傾斜圧延以後の、粗圧延、中間圧延、仕上圧延等の圧延は、累積ひずみおよび再結晶挙動に寄与し、粒界密度および粒界角度を変化させる。この結果、上記傾斜圧延以後に行われる圧延も、超音波探傷特性に影響を及ぼす。傾斜圧延以後の圧延における圧延温度は４５０〜１２００℃の範囲とするのが好ましい。
6-4. Rolling process Rolling such as rough rolling, intermediate rolling, and finish rolling after tilt rolling contributes to cumulative strain and recrystallization behavior, and changes grain boundary density and grain boundary angle. As a result, the rolling performed after the inclined rolling also affects the ultrasonic flaw detection characteristics. The rolling temperature in the rolling after the tilt rolling is preferably in the range of 450 to 1200°C.
傾斜圧延以後の圧延の圧延温度が４５０℃未満であると、鋼材が脆化する。このため、上記圧延の圧延温度は４５０℃以上とするのが好ましく、６００℃以上とするのがより好ましく、７００℃以上とするのがさらに好ましい。 If the rolling temperature of the rolling after the tilt rolling is less than 450°C, the steel material becomes brittle. Therefore, the rolling temperature of the rolling is preferably 450° C. or higher, more preferably 600° C. or higher, and further preferably 700° C. or higher.
しかしながら、傾斜圧延以後の圧延の圧延温度が１２００℃を超えると、累積ひずみの減少および再結晶不良が生じて、粒界密度および粒界角度が減少する。この結果、超音波探傷特性が低下する。このため、上記圧延の圧延温度は１２００℃以下とするのが好ましく、１１００℃以下とするのがより好ましく、１０００℃以下とするのがさらに好ましく、９００℃以下とするのが特に好ましい。 However, when the rolling temperature after the rolling after the tilt rolling exceeds 1200° C., the cumulative strain is reduced and the recrystallization failure occurs, and the grain boundary density and the grain boundary angle are reduced. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. For this reason, the rolling temperature of the above rolling is preferably 1200° C. or lower, more preferably 1100° C. or lower, further preferably 1000° C. or lower, and particularly preferably 900° C. or lower.
また、最終圧延加工後の鋼材の温度である圧延仕上げ温度は、４５０〜１１００℃の範囲とするのが好ましい。圧延仕上げ温度は、鋼材の累積ひずみ、および再結晶挙動に影響を及ぼし、粒界密度および粒界角度を変化させる。この結果、圧延仕上げ温度は、超音波探傷特性に影響を及ぼす。圧延仕上げ温度が４５０℃未満であると、鋼材が脆化する。このため、圧延仕上げ温度は４５０℃以上とするのが好ましく、６００℃以上とするのがより好ましく、７００℃以上とするのがさらに好ましい。 Further, the rolling finishing temperature, which is the temperature of the steel material after the final rolling, is preferably in the range of 450 to 1100°C. The rolling finish temperature affects the cumulative strain and recrystallization behavior of the steel material and changes the grain boundary density and the grain boundary angle. As a result, the rolling finish temperature affects the ultrasonic flaw detection characteristics. If the rolling finishing temperature is less than 450°C, the steel material becomes brittle. Therefore, the rolling finishing temperature is preferably 450° C. or higher, more preferably 600° C. or higher, and further preferably 700° C. or higher.
しかしながら、圧延仕上げ温度が、１１００℃を超えると、累積ひずみの減少、および再結晶不良が生じて、粒界密度および粒界角度が減少する。この結果、超音波探傷特性が低下する。このため、圧延仕上げ温度は、１１００℃以下とするのが好ましく、１０００℃以下とするのがより好ましく、９００℃以下とするのがさらに好ましい。 However, when the rolling finishing temperature exceeds 1100° C., the cumulative strain decreases and recrystallization failure occurs, and the grain boundary density and the grain boundary angle decrease. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. For this reason, the rolling finish temperature is preferably 1100° C. or lower, more preferably 1000° C. or lower, and further preferably 900° C. or lower.
また、圧延パスと次の圧延パスとの間の所要時間（以下、「圧延パス間時間」と記載する。）は、傾斜圧延機以後の粗・中間・仕上げなどにおける各圧延機間の鋼材搬送時間であり、鋼材の累積ひずみおよび再結晶挙動に寄与する。そして、圧延パス間時間は、粒界密度および粒界角度を変化させ、超音波探傷特性に影響を与える。このため、圧延パス間時間は、０．０００１〜１００ｓの範囲とする。 In addition, the time required between one rolling pass and the next rolling pass (hereinafter referred to as "time between rolling passes") is the steel material transfer between rolling mills in rough/intermediate/finishing after the inclined rolling mill. Time, which contributes to the cumulative strain and recrystallization behavior of the steel. The time between rolling passes changes the grain boundary density and the grain boundary angle, and affects the ultrasonic flaw detection characteristics. Therefore, the time between rolling passes is set in the range of 0.0001 to 100 s.
圧延パス間時間が０．０００１ｓ未満であると、鋼材が脆化する。このため、圧延パス間時間は０．０００１ｓ以上とするのが好ましく、０．００１ｓ以上とするのがより好ましく、０．０１ｓ以上とするのがさらに好ましい。 If the time between rolling passes is less than 0.0001 s, the steel material becomes brittle. Therefore, the time between rolling passes is preferably 0.0001 s or more, more preferably 0.001 s or more, and further preferably 0.01 s or more.
しかしながら、圧延パス間時間が１００ｓを超えると、累積ひずみの減少および再結晶不良が生じて、粒界密度および粒界角度が減少する。この結果、超音波探傷特性が低下する。このため、圧延パス間時間は１００ｓ以下とするのが好ましく、５０ｓ以下とするのがより好ましく、１０ｓ以下とするのがさらに好ましく、１ｓ以下とするのが特に好ましい。 However, when the time between rolling passes exceeds 100 s, the cumulative strain decreases and recrystallization failure occurs, and the grain boundary density and the grain boundary angle decrease. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Therefore, the time between rolling passes is preferably 100 s or less, more preferably 50 s or less, even more preferably 10 s or less, and particularly preferably 1 s or less.
なお、圧延は、傾斜圧延機、粗圧延機、中間圧延機、仕上圧延機等を用い、加工される。そして、上記の傾斜圧延を含む、圧延等による総断面減少率は、全ての加工が完了するまでの断面減少率である。総断面減少率は、鋼材の累積ひずみ、および再結晶挙動に影響を及ぼし、粒界密度および粒界角度を変化させる。この結果、総断面減少率は、超音波探傷特性に影響を及ぼす。総断面減少率が３０．０％未満であると、累積ひずみの減少、および再結晶不良が生じて、粒界密度および粒界角度が減少し、超音波探傷特性がする。このため、総断面減少率を３０．０％以上とするのが好ましく、５０．０％以上とするのがより好ましく、８０．０％以上とするのがさらに好ましく、９０．０％以上とするのが一層好ましい。 The rolling is performed by using an inclined rolling mill, a rough rolling mill, an intermediate rolling mill, a finishing rolling mill, or the like. The total area reduction rate due to rolling or the like, including the above-mentioned inclined rolling, is the area reduction rate until all the processing is completed. The total area reduction rate affects the cumulative strain and recrystallization behavior of the steel material, and changes the grain boundary density and the grain boundary angle. As a result, the total area reduction rate affects the ultrasonic flaw detection characteristics. If the total cross-section reduction rate is less than 30.0%, cumulative strain is reduced and recrystallization failure occurs, grain boundary density and grain boundary angle are reduced, and ultrasonic flaw detection characteristics are provided. Therefore, the total area reduction rate is preferably 30.0% or more, more preferably 50.0% or more, further preferably 80.0% or more, and 90.0% or more. Is more preferable.
６−５．冷却工程
上記の仕上圧延完了後、累積ひずみの減少を抑制するため、すぐに冷却を行う。この際の冷却速度が０．１℃／ｓ未満であると、累積ひずみの減少および再結晶不良が生じて、粒界密度および粒界角度が減少する。この結果、超音波探傷特性が低下する。このため、上記冷却速度は０．１℃／ｓ以上とするのが好ましく、１．０℃／ｓ以上とするのがより好ましく、５．０℃／ｓ以上とするのがさらに好ましく、１０．０℃／ｓ以上とするのが特に好ましい。ここで、後述する最終冷却速度と記載を明確に分けるため、仕上圧延完了後の冷却における冷却速度は、単に、「冷却速度」とのみ記載する。
6-5. Cooling Step After finishing rolling as described above, cooling is performed immediately in order to suppress a decrease in cumulative strain. If the cooling rate at this time is less than 0.1° C./s, the cumulative strain decreases and recrystallization failure occurs, and the grain boundary density and the grain boundary angle decrease. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Therefore, the cooling rate is preferably 0.1° C./s or more, more preferably 1.0° C./s or more, and further preferably 5.0° C./s or more. It is particularly preferable to set it to 0° C./s or more. Here, in order to clearly separate the description from the final cooling rate to be described later, the cooling rate in the cooling after the completion of the finish rolling is simply described as “cooling rate”.
６−６．最終焼鈍
上記冷却後に、４５０〜１３００℃の範囲の温度域で最終焼鈍を施し、結晶粒を再結晶させるのが好ましい。仕上圧延完了後の最終焼鈍は、鋼材冷却後の焼鈍熱処理に限定されず、加工後に直ちにインラインにて焼鈍を施してもよい。最終焼鈍における焼鈍温度（以下、「最終焼鈍温度」と記載する。）が４５０℃未満であると、再結晶不良が生じて、粒界密度および粒界角度が減少する。この結果、超音波探傷特性が低下する。このため、最終焼鈍温度は４５０℃以上とするのが好ましく、７００℃以上とするのがより好ましい。
6-6. Final Annealing After the above cooling, it is preferable to perform final annealing in a temperature range of 450 to 1300° C. to recrystallize the crystal grains. The final annealing after the completion of the finish rolling is not limited to the annealing heat treatment after cooling the steel material, and the annealing may be performed inline immediately after the working. If the annealing temperature in the final annealing (hereinafter referred to as “final annealing temperature”) is less than 450° C., recrystallization failure occurs and the grain boundary density and the grain boundary angle decrease. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Therefore, the final annealing temperature is preferably 450°C or higher, more preferably 700°C or higher.
しかしながら、最終焼鈍温度が１３００℃超であると、粗大粒が形成し、粒界密度および粒界角度が減少する。この結果、超音波探傷特性が低下する。このため、最終焼鈍温度は１３００℃以下とするのが好ましく、１２００℃以下とするのがより好ましく、１１００℃以下とするのがさらに好ましく、１０００℃以下とするのが一層好ましい。 However, when the final annealing temperature is higher than 1300° C., coarse grains are formed and the grain boundary density and the grain boundary angle are reduced. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Therefore, the final annealing temperature is preferably 1300° C. or lower, more preferably 1200° C. or lower, even more preferably 1100° C. or lower, and further preferably 1000° C. or lower.
また、最終焼鈍における焼鈍時間（以下、「最終焼鈍時間」と記載する。）は０．５〜６００ｍｉｎの範囲とする。最終焼鈍時間が０．５ｍｉｎ未満であると、再結晶不良が生じて、粒界密度および粒界角度が減少する。この結果、超音波探傷特性が低下する。このため、最終焼鈍時間は０．５ｍｉｎ以上とするのが好ましく、１０ｍｉｎ以上とするのがより好ましい。 Further, the annealing time in the final annealing (hereinafter referred to as "final annealing time") is in the range of 0.5 to 600 min. If the final annealing time is less than 0.5 min, recrystallization failure occurs and the grain boundary density and grain boundary angle decrease. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Therefore, the final annealing time is preferably 0.5 min or longer, more preferably 10 min or longer.
しかしながら、最終焼鈍時間が６００ｍｉｎを超えると、粗大粒が形成し、粒界密度および粒界角度が減少する。この結果、音波探傷特性が低下する。このため、最終焼鈍時間は６００ｍｉｎ以下とするのが好ましく、１８０ｍｉｎ以下とするのがより好ましく、１２０ｍｉｎ以下とするのがさらに好ましく、６０ｍｉｎ以下とするのが一層好ましい。 However, when the final annealing time exceeds 600 min, coarse grains are formed, and the grain boundary density and grain boundary angle decrease. As a result, the acoustic flaw detection characteristics deteriorate. Therefore, the final annealing time is preferably 600 min or less, more preferably 180 min or less, further preferably 120 min or less, and further preferably 60 min or less.
６−７．最終冷却工程
最終焼鈍後は、粒成長および第二相の形成を抑制するため、すぐに冷却を行う。最終焼鈍後の冷却における冷却速度（以下、「最終冷却速度」と記載する。）が０．１℃／ｓ未満であると、粒成長が生じ、粒界密度および粒界角度が低下する。この結果、超音波探傷特性が低下する。また、第二相の析出によって靭性が低下する。このため、最終冷却速度は０．１℃／ｓ以上とするのが好ましく、１．０℃／ｓ以上とするのがより好ましく、５．０℃／ｓ以上とするのがさらに好ましく、１０．０℃／ｓ以上とするのが一層好ましい。
6-7. Final Cooling Step After the final annealing, cooling is performed immediately in order to suppress grain growth and formation of the second phase. If the cooling rate in the cooling after the final annealing (hereinafter, referred to as “final cooling rate”) is less than 0.1° C./s, grain growth occurs and the grain boundary density and the grain boundary angle decrease. As a result, ultrasonic flaw detection characteristics deteriorate. Further, the toughness decreases due to the precipitation of the second phase. Therefore, the final cooling rate is preferably 0.1° C./s or more, more preferably 1.0° C./s or more, and further preferably 5.0° C./s or more. It is more preferable that the temperature is 0° C./s or more.
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。 Hereinafter, the present invention will be described more specifically by way of examples, but the present invention is not limited to these examples.
表１および２に記載の化学組成を有する鋼を溶製した。鋼の溶製の際には、ステンレス鋼の安価な溶製プロセスであるＡＯＤ溶製を想定し、１００ｋｇの真空溶解炉にて溶解し、直径１８０ｍｍの鋳片に鋳造した。その後、下記の製造条件により直径４４．５ｍｍの棒状鋼材とした。 Steels having the chemical compositions shown in Tables 1 and 2 were melted. At the time of melting steel, AOD melting, which is an inexpensive melting process of stainless steel, was assumed, and it was melted in a 100 kg vacuum melting furnace and cast into a slab having a diameter of 180 mm. Then, a rod-shaped steel material having a diameter of 44.5 mm was manufactured under the following manufacturing conditions.
以下に条件を記載する。具体的には、鋳造した鋳片に、加熱温度１０６１℃で加熱を行い、断面減少率８４．０％、加工温度７０６℃で傾斜圧延を施し、続いて、焼鈍温度９１１℃、焼鈍時間１．９５ｍｉｎで焼鈍を施した。なお、この際、傾斜圧延から、中間焼鈍までの時間を８．５４ｓとした。その後、圧延を施した。この際、圧延温度は７０３℃、圧延仕上げ温度は７７７℃とし、圧延パス間時間は０．７３ｓとした。また、総断面減少率は、９３．９％とし、圧延後の冷却速度を１３℃／ｓとして冷却を行い、最終焼鈍温度７６１℃、最終焼鈍時間０．９２ｍｉｎで焼鈍を施し、冷却速度１６℃／ｓで冷却した。 The conditions are described below. Specifically, the cast slab is heated at a heating temperature of 1061° C., subjected to tilt rolling at a cross-section reduction rate of 84.0% and a processing temperature of 706° C., followed by an annealing temperature of 911° C. and an annealing time of 1. Annealing was performed for 95 minutes. At this time, the time from tilt rolling to intermediate annealing was 8.54 s. Then, it rolled. At this time, the rolling temperature was 703° C., the rolling finishing temperature was 777° C., and the time between rolling passes was 0.73 s. Further, the total cross-section reduction rate was 93.9%, the cooling rate after rolling was 13° C./s, cooling was performed, the final annealing temperature was 761° C., the final annealing time was 0.92 min, and the cooling rate was 16° C. Cooled at /s.
なお、表１の鋼種における不可避的不純物の一例を示すが、各鋼種において、不可避的不純物は、以下の元素だけに限られるわけではない。以下の記載は、不可避的不純物の一例について、その含有量の目安を示すものである。表１の鋼種ＡＩは、Ｔｅを０．０１％、不可避的不純物として、含有していた。同様に鋼種ＡＪはＯを０．００１％、鋼種ＡＫはＳｅを０．００１％、ＡＬはＢｉを０．００１％、ＡＴはＳを０．００１％、不可避的不純物として含有していた。 In addition, although an example of the unavoidable impurities in the steel types in Table 1 is shown, the unavoidable impurities in each steel type are not limited to the following elements. The following description shows the standard of the content of an unavoidable impurity. The steel type AI in Table 1 contained 0.01% Te as an unavoidable impurity. Similarly, steel type AJ contained 0.001% O, steel type AK contained 0.001% Se, AL contained 0.001% Bi, AT contained 0.001% S, and contained S as unavoidable impurities.
得られた鋼線材について、粒界密度、粒界角度、およびＳ／Ｎを測定した。なお、これらの測定は以下の手順に従い、測定を行った。 The grain boundary density, grain boundary angle, and S/N of the obtained steel wire rod were measured. In addition, these measurements were performed according to the following procedures.
粒界密度は、棒状ステンレス鋼材の長さ方向に平行であり、かつ鋼材の中心軸を通る断面（Ｌ断面）を研磨した後、結晶粒界を識別できるエッチング（例えば、王水など）を施した。エッチングした面を観察面とし、中心から表面（径方向の断面の円周上の点）までを含む組織写真を撮影した。撮影した組織写真において、中心と表面とを結ぶ直線を引き（直線は長手方向に垂直）、直線上の粒界の本数ｎｇｂ（本）を測定した。続いて、測定した粒界本数ｎｇｂ（本）を鋼材の半径の長さ（Ｒ（ｍｍ））で除して、粒界密度ｎｇｂ／Ｒ（本／ｍｍ）を算出した。 The grain boundary density is parallel to the length direction of the rod-shaped stainless steel material, and after polishing a cross section (L cross section) passing through the central axis of the steel material, etching (for example, aqua regia) that can identify crystal grain boundaries is performed. did. The etched surface was used as an observation surface, and a structure photograph including the center to the surface (points on the circumference of the radial cross section) was taken. In the photograph of the structure, a straight line connecting the center and the surface was drawn (the straight line is perpendicular to the longitudinal direction), and the number of grain boundaries n gb (the number) on the straight line was measured. Then, the measured number of grain boundaries ngb (pieces) was divided by the radius length (R (mm)) of the steel material to calculate the grain boundary density ngb /R (pieces/mm).
粒界角度は、鋼材のＬ断面において、鋼材のＬ断面において、表層部、中心部、および表層部と中心部との間に存在する１／４深さ位置部において、２００倍の視野で、１視野以上測定を行った。そして、観察視野における各結晶粒の結晶方位を、ＦＥ−ＳＥＭ／ＥＢＳＤを用いて解析する。得られたデータにおける各粒界角度の出現頻度を用い、測定された全粒界に対して１５°以上の粒界の割合を抽出し、その分率（大角粒界分率）を算出した。 The grain boundary angle is, in the L cross section of the steel material, in the L cross section of the steel material, in the surface layer portion, the central portion, and the 1/4 depth position portion existing between the surface layer portion and the central portion, with a field of view of 200 times, The measurement was performed in one field or more. Then, the crystal orientation of each crystal grain in the observation visual field is analyzed using FE-SEM/EBSD. Using the appearance frequency of each grain boundary angle in the obtained data, the ratio of grain boundaries of 15° or more to all the measured grain boundaries was extracted, and the fraction thereof (large-angle grain boundary fraction) was calculated.
Ｓ／Ｎは、黒皮の鋼材半径方向中心部に、直径２ｍｍの人工欠陥を鋼材圧延方向に導入し、Ｐｈａｓｅｄ Ａｒｒａｙ方式の超音波探傷試験によって垂直探傷、周波数７ＭＨｚ、２６素子、全没水浸の条件にて、人工欠陥の信号強度（Ｓ）およびノイズによる信号強度（Ｎ）の比であるＳ／Ｎを測定した。なお、Ｓ／Ｎが６．０ｄＢ以上である場合、超音波探傷特性が良好であると判断した。以下、表３にまとめて結果を示す。 S/N is a vertical crack, frequency 7MHz, 26 elements, totally submerged by an ultrasonic flaw test of Phased Array method by introducing an artificial defect with a diameter of 2mm in the rolling direction of the steel material at the center of the black steel radial direction. Under the conditions, S/N, which is the ratio of the signal strength (S) of the artificial defect and the signal strength (N) due to noise, was measured. When the S/N was 6.0 dB or more, it was determined that the ultrasonic flaw detection characteristics were good. The results are summarized below in Table 3.
Ｎｏ．１〜４６は、本発明の規定を満足し、超音波探傷特性が良好であった。一方、本発明の規定を満足しないＮｏ．４７〜６１は超音波探傷特性が不良または耐食性が不良であった。 No. Nos. 1 to 46 satisfied the regulations of the present invention and had excellent ultrasonic flaw detection characteristics. On the other hand, in No. Nos. 47 to 61 had poor ultrasonic flaw detection characteristics or poor corrosion resistance.
続いて、表１の鋼種ＰおよびＹを上記同様の方法で溶製した。その後、鋳造した鋳片に、加熱温度１０７３℃で加熱を行い、断面減少率６６．１％で、傾斜圧延での加工温度を９３７℃として傾斜圧延を施し、続いて、焼鈍温度１０４９℃、焼鈍時間１．４ｍｉｎで焼鈍を施した。なお、この際、傾斜圧延から、焼鈍までの時間を５ｓとした。その後、圧延を施した。この際、圧延温度は９５０℃、圧延仕上げ温度は８２１℃とし、圧延パス間時間は５ｓとした。圧延による総断面減少率は８２．０％とした。また、圧延後の冷却速度を１０℃／ｓで冷却を行い、最終焼鈍温度１０６７℃、最終焼鈍時間１．２８ｍｉｎｓで焼鈍を施し、冷却速度１０℃／ｓで冷却した。なお、この製造条件は、後述する表５のＮｏ．１３１と同じ製造条件である。鋼線材とし、得られた鋼線材について、上述の方法で、粒界密度、粒界角度、およびＳ／Ｎを測定した。以下、結果をまとめて、表４に示す。なお、上記、実施例１と同様に、Ｓ／Ｎが６．０ｄＢ以上である場合、超音波探傷特性が良好であると判断した。 Subsequently, the steel types P and Y in Table 1 were melted by the same method as above. Then, the cast slab is heated at a heating temperature of 1073° C., the cross-section reduction rate is 66.1%, the rolling temperature is 937° C., and the rolling temperature is 937° C. Then, the annealing temperature is 1049° C. Annealing was performed for a time of 1.4 min. At this time, the time from tilt rolling to annealing was set to 5 s. Then, it rolled. At this time, the rolling temperature was 950° C., the rolling finishing temperature was 821° C., and the time between rolling passes was 5 s. The total cross-section reduction rate by rolling was 82.0%. Further, cooling was performed at a cooling rate of 10° C./s after rolling, annealing was performed at a final annealing temperature of 1067° C. and a final annealing time of 1.28 mins, and cooling was performed at a cooling rate of 10° C./s. In addition, this manufacturing condition is No. 5 in Table 5 described later. The manufacturing conditions are the same as those of 131. As a steel wire rod, the grain boundary density, grain boundary angle, and S/N of the obtained steel wire rod were measured by the methods described above. The results are summarized below and shown in Table 4. As in the case of Example 1, when the S/N was 6.0 dB or more, it was judged that the ultrasonic flaw detection characteristics were good.
Ｎｏ．６２〜９５は、本発明の規定を満足し、超音波探傷特性が良好であった。一方、Ｎｏ．９６および９８は、本発明の規定を満足しないため、超音波探傷特性が不良または測定ができなかった。また、Ｎｏ．９７および９９は、不感帯となり超音波特性が評価できなかった。 No. Nos. 62 to 95 satisfied the regulations of the present invention, and had excellent ultrasonic flaw detection characteristics. On the other hand, No. Nos. 96 and 98 did not satisfy the requirements of the present invention, so the ultrasonic flaw detection characteristics were poor or could not be measured. In addition, No. Nos. 97 and 99 were in the dead zone, and ultrasonic characteristics could not be evaluated.
表１に示す鋼種Ｒを用いて、種々の径を有する鋳片から、表５および６に記載の条件条件により、直径１５ｍｍの棒状鋼材を作製した。作製した棒状鋼材について、粒界密度、粒界角度分率、およびＳ／Ｎ比を、上述の方法で測定した。以下、結果をまとめて、表５および６に示す。なお、上記、実施例１と同様に、Ｓ／Ｎが６．０ｄＢ以上である場合、超音波探傷特性が良好であると判断した。 Using the steel type R shown in Table 1, rod-shaped steel materials having a diameter of 15 mm were produced from cast pieces having various diameters under the condition conditions shown in Tables 5 and 6. Grain boundary densities, grain boundary angle fractions, and S/N ratios of the manufactured rod-shaped steel materials were measured by the above-described methods. The results are summarized below and shown in Tables 5 and 6. As in the case of Example 1, when the S/N was 6.0 dB or more, it was judged that the ultrasonic flaw detection characteristics were good.
Ｎｏ．１００〜１３６については、本発明の規定を満足するため、良好な超音波探査特性を示した。一方、Ｎｏ．１３７〜１６３は、本発明の好ましい製造条件を満足せず、超音波探傷特性が不良、または脆化割れのため測定できなかった。 No. Regarding 100 to 136, since the requirements of the present invention were satisfied, good ultrasonic probe characteristics were exhibited. On the other hand, No. Nos. 137 to 163 did not satisfy the preferable manufacturing conditions of the present invention and could not be measured because of poor ultrasonic flaw detection characteristics or embrittlement cracking.
本発明によれば、超音波探査特性に優れる棒状鋼材を得ることができ、産業上極めて有用である。
ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, the rod-shaped steel material excellent in an ultrasonic probing characteristic can be obtained, and it is very useful industrially.
Claims (5)
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜３．０％、
Ｍｎ：０．０１〜２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜５．０％、
Ｃｒ：７．０〜３５．０％、
Ｍｏ：０．０１〜５．０％、
Ｃｕ：０．０１〜３．０％、
Ｎ：０．００１〜０．１０％、
Ｔｉ：０〜２．０％、
Ｎｂ：０〜２．０％、
Ｖ：０〜２．０％、
Ｂ：０〜０．１％、
Ａｌ：０〜５．０％、
Ｗ：０〜２．５％、
Ｇａ：０〜０．０５％、
Ｃｏ：０〜２．５％、
Ｓｎ：０〜２．５％、
Ｔａ：０〜２．５％、
Ｃａ：０〜０．０５％、
Ｍｇ：０〜０．０１２％、
Ｚｒ：０〜０．０１２％、
ＲＥＭ：０〜０．０５％、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物であり、
前記一方向に垂直な任意の断面での重心位置と表面とを結ぶ線上において、結晶粒界の横断する数が１．０ｍｍ辺り２．０本以上である、棒状鋼材。 A rod-shaped steel material that extends in one direction,
The chemical composition is% by mass,
C: 0.001 to 0.20%,
Si: 0.01 to 3.0%,
Mn: 0.01 to 2.0%,
Ni: 0.01 to 5.0%,
Cr: 7.0 to 35.0%,
Mo: 0.01 to 5.0%,
Cu: 0.01 to 3.0%,
N: 0.001 to 0.10%,
Ti: 0 to 2.0%,
Nb: 0 to 2.0%,
V: 0 to 2.0%,
B: 0 to 0.1%,
Al: 0 to 5.0%,
W: 0-2.5%,
Ga: 0 to 0.05%,
Co: 0 to 2.5%,
Sn: 0 to 2.5%,
Ta: 0 to 2.5%,
Ca: 0 to 0.05%,
Mg: 0 to 0.012%,
Zr: 0 to 0.012%,
REM: 0 to 0.05%,
Remainder: Fe and inevitable impurities,
A rod-shaped steel material having a number of crystal grain boundaries crossing 2.0 mm or more per 1.0 mm on a line connecting the center of gravity position and the surface in an arbitrary cross section perpendicular to the one direction.
Ｔｉ：０．００１〜２．０％、
Ｎｂ：０．２〜２．０％、
Ｖ：０．００１〜２．０％、
Ｂ：０．０００１〜０．１％
Ａｌ：０．００１〜５．０％、
Ｗ：０．０５〜２．５％、
Ｇａ：０．０００４〜０．０５％、
Ｃｏ：０．０５〜２．５％、
Ｓｎ：０．０１〜２．５％、および
Ｔａ：０．０１〜２．５％、
から選択される一種以上を含有する、
請求項１に記載の棒状鋼材。 The chemical composition is% by mass,
Ti: 0.001 to 2.0%,
Nb: 0.2-2.0%,
V: 0.001-2.0%,
B: 0.0001 to 0.1%
Al: 0.001-5.0%,
W: 0.05-2.5%,
Ga: 0.0004 to 0.05%,
Co: 0.05-2.5%,
Sn: 0.01 to 2.5%, and Ta: 0.01 to 2.5%,
Containing one or more selected from
The rod-shaped steel material according to claim 1.
Ｃａ：０．０００２〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１２％、
Ｚｒ：０．０００２〜０．０１２％、および
ＲＥＭ：０．０００２〜０．０５％、
から選択される一種以上を含有する、
請求項１または２に記載の棒状鋼材。 The chemical composition is% by mass,
Ca: 0.0002 to 0.05%,
Mg: 0.0002 to 0.012%,
Zr: 0.0002 to 0.012%, and REM: 0.0002 to 0.05%,
Containing one or more selected from
The rod-shaped steel material according to claim 1.
前記円の直径が５．５〜２００ｍｍである、請求項１〜４のいずれかに記載の棒状鋼材。
The shape of the cross section is a circle,
The rod-shaped steel material according to claim 1, wherein the circle has a diameter of 5.5 to 200 mm.
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