JP7077477B2 - フェライト系ステンレス棒状鋼材 - Google Patents

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Description

本発明は、棒状鋼材に関する。
従来、高純フェライト系ステンレス鋼では、細径線材において冷間鍛造用部品に使用されることがある。しかしながら、太径線材や棒鋼などでは、制約を受ける場合がある。この理由について、高純フェライト系ステンレス鋼の太径線材や棒鋼では、鋼組織中に粗大な未再結晶粒などが存在し、靭性が低下し、冷間鍛造時の脆性破壊を促進させるためである。
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。
特開２０１５－２２４３５８号公報 特開２０１３－１４７７０５号号公報 国際公開第２０１４／１５７２３１号 特開２００２－２５４１０３号公報 特開２００５－２２６１４７号公報 特開２００５－３１３２０７号公報 特開平０５－３２９５１０号公報
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、靭性の向上を検討した技術はこれまでにない。
以上を踏まえ、本発明は、上記課題を解決し、靭性に優れる棒状鋼材を提供することを目的とする。
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。
（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：０．００１～０．０９％、
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％、
Ｎｂ：０．２～２．０％、
Ｔｉ：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、
圧延方向の結晶方位ＲＤ／／＜１００＞分率が０．５以下であるフェライト系ステンレス棒状鋼材。
ただし、圧延方向の結晶方位ＲＤ／／＜１００＞分率とは、＜１００＞方位と圧延方向との角度差が２０°以下である結晶の面積比率を意味する。
（２）前記化学組成が、質量％でさらに、
Ｔｉ：０．００１～２．０％、
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、本発明のフェライト系ステンレス棒状鋼材。
（３）前記化学組成が、質量％でさらに、
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、本発明のフェライト系ステンレス棒状鋼材。
（４）一方向に延びる棒状鋼材であって、
化学組成が、質量％で、本発明の化学組成であり、
遷移温度が２００℃以下であるフェライト系ステンレス棒状鋼材。
（５）遷移温度が２００℃以下である、本発明のフェライト系ステンレス棒状鋼材。
（６）前記棒状鋼材の断面の形状が円であり、
前記円の直径が１５．０～２００ｍｍである、本発明のフェライト系ステンレス棒状鋼材。
本発明における棒状鋼材とは、鋼線材、鋼線、棒鋼を含む。
本発明によれば、靭性に優れる棒状鋼材を得ることができる。
本発明者らは靭性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。
（ａ）例えば、高純フェライト系ステンレス鋼線材等の棒状鋼材では、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。鋼材の靭性においては、このような粗大な金属組織よって、脆性破壊が生じる。フェライト系ステンレス鋼線材の中でも、太径の棒状鋼材では、金属組織が顕著に粗大になりやすく、靭性が低下する傾向にある。
（ｂ）太径棒状鋼材の靭性向上のために、金属組織の中でＲＤ／／＜１００＞分率を適切に制御することが有効である。
（ｃ）上述のＲＤ／／＜１００＞分率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、加工率や粗圧延のロール径などを調整するのが望ましい。
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。
１．圧延方向の結晶方位ＲＤ／／＜１００＞分率
本発明に係る棒状鋼材では、圧延方向（ＲＤ）の結晶方位を制御する。具体的には、圧延方向の結晶方位ＲＤ／／＜１００＞分率（面積比率）（以下単に「ＲＤ／／＜１００＞分率」という。）を０．５以下とするのが好ましい。ＲＤ／／＜１００＞分率が０．５を超えると、脆性破壊を促進し、靭性が低下するためである。ＲＤ／／＜１００＞分率は０．４０以下とするのがより好ましく、０．３５以下とするのがさらに好ましい。
なお、ＲＤ／／＜１００＞分率は、以下の手順を用い、算出する。具体的には、ＲＤ／／＜１００＞分率は、鋼材のＬ断面（鋼材の圧延方向（長手方向）に平行で、鋼材の中心を含む断面）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。圧延方向をＲＤとし、ＲＤ方向における結晶面の解析を行い、＜１００＞の方位成分をクリアランス２０°以内の部分のみ表示させ、ＲＤ／／＜１００＞分率を測定した。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。即ち、圧延方向の結晶方位ＲＤ／／＜１００＞分率とは、＜１００＞方位と圧延方向との角度差が２０°以下である結晶の面積比率を意味する。
２．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。
Ｃ：０．００１～０．０９％
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、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性の低下が生じる。このため、Ｃ含有量は０．０９％以下とする。Ｃ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。
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、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。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。
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、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。また、耐食性が低下する場合もある。このため、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする。Ｍｎ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。
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、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。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。
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、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。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。
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、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。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。
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、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。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。
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、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。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。
Ｎｂ：０．２～２．０％
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、０．２％以上添加し、０．３％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有させると、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。また、粗大炭窒化物によって靭性が低下する。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。
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、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。
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。
しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させると、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。また、粗大炭窒化物によって靭性が低下する。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。
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、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。また、粗大炭窒化物によって靭性が低下する。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。
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、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。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。
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、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。また、粗大介在物によって靭性が低下する。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。
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、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。また、粗大炭窒化物によって靭性が低下する。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。
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。
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、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。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。
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、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。また、Ｓｎの粒界偏析によって靭性が低下する。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。
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、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。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。
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。
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、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。また、粗大介在物によって靭性が低下する。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。
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。
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。
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。
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。
３．形状および大きさ
上述したように、本発明に係る棒状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。
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１５．０～２００ｍｍの範囲とするのが好ましい。上記断面の直径が１５．０ｍｍ未満であると、足元のニーズの大型部品サイズに対応できないため、上記断面の直径は、１５．０ｍｍ以上とするのが好ましく、２０．０ｍｍ以上とするのが好ましく、３０．０ｍｍ以上とするのがさらに好ましい。
しかしながら、上記断面の直径が２００ｍｍ超であると、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。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。
４．特性の評価
本発明に係る棒状鋼材では、シャルピー衝撃試験による延性－脆性遷移温度を用い、靭性を評価する。遷移温度が２００℃以下である場合、靭性が良好であると判断する。靭性は遷移温度が１５０℃以下であるのが好ましく、１００℃以下であるのがより好ましく、８０℃以下であるのがさらに好ましく、３０℃以下であるのが一層好ましい。また、集合組織制御にかかる成分や製造制約によるコストの観点から好ましい遷移温度の下限値は－１５０℃とする。
５．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。
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。
５－１．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、ＲＤ／／＜１００＞分率を変化させ、靭性に関係する。このため、溶製し、鋳造した鋳片を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。
しかしながら、鋳片の加熱温度が高すぎると、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。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。
５－２．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く、例えば分塊圧延（ブレークダウン）であっても、同様の熱加工履歴を取れれば用いることができる。
傾斜圧延は、例えば特許文献７に開示されているとおり、３個のワークロールを被圧延材を中心にして同方向に捩って傾斜したロール軸に配置し、各ワークロールが被圧延材の周囲を自転しながら公転することにより、被圧延材は前進しながらスパイラル状に圧延される。
傾斜圧延の断面減少率は、ＲＤ／／＜１００＞分率を変化させる。このため、断面減少率は靭性に影響を与える。断面減少率を２０．０％未満とすると、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。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。
傾斜圧延における加工温度（傾斜圧延後の鋼材温度）は、ＲＤ／／＜１００＞分率を変化させる。このように、傾斜圧延における加工温度は靭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。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、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。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。
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、ＲＤ／／＜１００＞分率を変化させる。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、靭性に影響を与える。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。
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、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。このため、傾斜圧延完了後から中間焼鈍時間までの時間を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。
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、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。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。
５－３．中間焼鈍工程
続く中間焼鈍工程は、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、ＲＤ／／＜１００＞分率が減少する。この結果、靭性が向上する。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、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。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。
しかしながら、中間焼鈍温度が１３００℃超であると、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。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。
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、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。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。
しかしながら、中間焼鈍時間が４８０ｍｉｎ超であると、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。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。
５－４．総断面減少率
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、ＲＤ／／＜１００＞分率を変化させる。この結果、総断面減少率は、靭性に影響を及ぼす。総断面減少率が３０．０％未満であると、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。この結果、靭性が低下する。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。
５－５．粗圧延機のロール径
粗圧延機のロール径は熱間加工組織に影響を与え、特にＲＤ／／＜１００＞分率に関係するため、粗圧延機のロール径は２００～２５００ｍｍにすることが好ましい。粗圧延機のロール径が２００ｍｍ未満になると、鋼材にせん断変形が促進され、ＢＣＣ結晶構造の変形集合組織の優先方位であるＲＤ／／＜１１０＞以外の方位が形成され、ＲＤ／／＜１００＞分率が増加する。＜１００＞方位に垂直な面はへき開面であるため、ＲＤ／／＜１００＞分率の増加によって靭性が低下する。そのため、粗圧延機のロール径は２００ｍｍ以上とする。好ましくは４００ｍｍ以上とする。一方で粗圧延機のロール径が２５００ｍｍ超になると、圧延設備が大きくなり、不経済である。このため、粗圧延機のロール径は２５００ｍｍ以下とする。好ましくは２０００ｍｍ以下であり、さらに好ましくは１５００ｍｍ以下である。
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。
表１、表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４７．０ｍｍの棒状鋼材とした。以下の各表において、本発明範囲から外れる数値に下線を付している。
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１０３０℃で加熱を行い、断面減少率８０．０％、加工温度８０５℃で傾斜圧延を施し、続いて、焼鈍温度９６０℃、焼鈍時間３．５ｍｉｎで中間焼鈍を施した。なお、この際、傾斜圧延から、中間焼鈍までの時間を５．４ｓとした。その後、圧延を施した。この際、粗圧延のロール径は９４０ｍｍとし、圧延温度は７５０℃、圧延仕上げ温度は７３０℃とし、圧延パス間時間は０．５ｓとした。また、総断面減少率は、９３．２％とし、圧延後の冷却速度を１１℃／ｓとして冷却を行い、最終焼鈍温度７５０℃、最終焼鈍時間０．８ｍｉｎで最終焼鈍を施し、冷却速度１４℃／ｓで冷却した。
Figure 0007077477000001
Figure 0007077477000002
得られた鋼線材について、ＲＤ／／＜１００＞分率、および遷移温度を測定した。以下、表３、表４にまとめて結果を示す。なお、これらの測定は以下の手順に従い、測定を行った。
ＲＤ／／＜１００＞分率は、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。圧延方向をＲＤとし、ＲＤ方向における結晶面の解析を行い、＜１００＞の方位成分をクリアランス２０°以内の部分のみ表示させ、ＲＤ／／＜１００＞分率を測定した。
遷移温度は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２のシャルピー衝撃試験での延性－脆性遷移温度とした。なお、シャルピー衝撃試験の試験片は標準試験片とし、試験片の長さ方向を棒状鋼材の圧延方向とし、試験片のノッチをＵノッチとしている。また、延性－脆性遷移温度はエネルギー遷移温度を用いる。遷移温度が２００℃以下である場合、靭性が良好であると判断した。
Figure 0007077477000003
Figure 0007077477000004
Ｎｏ．１～３７は、本発明の規定を満足し、靭性が良好であった。一方、本発明の規定を満足しないＮｏ．３８～５２は靭性が不良または耐食性が不良であった。
続いて、表１の鋼種ＯおよびＶを上記同様の方法で溶製し、種々の径を有する鋼片を鋳造した。その後、鋳造した鋳片に、加熱温度１０５３℃で加熱を行い、断面減少率６３．２％で、傾斜圧延での加工温度を９４８℃として傾斜圧延を施し、続いて、焼鈍温度１０３２℃、焼鈍時間１．６ｍｉｎ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３ｓとした。その後、圧延を施した。この際、粗圧延のロール径は８８０ｍｍとし、圧延温度は９４０℃、圧延仕上げ温度は８３５℃とし、圧延パス間時間は６ｓとした。圧延による総断面減少率は８３．０％とした。また、圧延後の冷却速度を１２℃／ｓで冷却を行い、最終焼鈍温度１０４０℃、最終焼鈍時間１．４ｍｉｎで焼鈍を施し、冷却速度１２℃／ｓで冷却した。得られた棒状鋼材について、上述の方法で、ＲＤ／／＜１００＞分率、および遷移温度を測定した。以下、結果をまとめて、表５に示す。なお、上記、実施例１と同様に、遷移温度が２００℃以下である場合、靭性が良好であると判断した。
Figure 0007077477000005
Ｎｏ．５３～７５は、本発明の規定を満足し、靭性が良好であった。
表１に示す鋼種Ｑを用いて、種々の径を有する鋳片から、表６および表７に記載の条件により、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、ＲＤ／／＜１００＞分率、および遷移温度を、上述の方法で測定した。以下、結果をまとめて、表６および表７に示す。なお、上記、実施例１と同様に、遷移温度が２００℃以下である場合、靭性が良好であると判断した。
Figure 0007077477000006
Figure 0007077477000007
Ｎｏ．７６～９５については、本発明の規定を満足するため、良好な靭性を示した。一方、Ｎｏ．９６～１０８は、本発明の好ましい製造条件を満足せず、靭性が不良であった。
本発明によれば、靭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。

Claims (6)

  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：０．００１～０．０９％、
    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％、
    Ｎｂ：０．２～２．０％、
    Ｔｉ：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、
    圧延方向の結晶方位ＲＤ／／＜１００＞分率が０．５以下であるフェライト系ステンレス棒状鋼材。
    ただし、圧延方向の結晶方位ＲＤ／／＜１００＞分率とは、＜１００＞方位と圧延方向との角度差が２０°以下である結晶の面積比率を意味する。
  2. 前記化学組成が、質量％でさらに、
    Ｔｉ：０．００１～２．０％、
    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に記載のフェライト系ステンレス棒状鋼材。
  3. 前記化学組成が、質量％でさらに、
    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又は請求項２に記載のフェライト系ステンレス棒状鋼材。
  4. 一方向に延びる棒状鋼材であって、
    化学組成が、質量％で、請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の化学組成であり、
    遷移温度が２００℃以下であるフェライト系ステンレス棒状鋼材。
  5. 遷移温度が２００℃以下である、請求項１～請求項３のいずれか１項に記載のフェライト系ステンレス棒状鋼材。
  6. 前記棒状鋼材の断面の形状が円であり、
    前記円の直径が１５．０～２００ｍｍである、請求項１～請求項５のいずれか１項に記載のフェライト系ステンレス棒状鋼材。
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