WO2024147214A1 - 棒鋼 - Google Patents

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WO2024147214A1
WO2024147214A1 PCT/JP2023/032221 JP2023032221W WO2024147214A1 WO 2024147214 A1 WO2024147214 A1 WO 2024147214A1 JP 2023032221 W JP2023032221 W JP 2023032221W WO 2024147214 A1 WO2024147214 A1 WO 2024147214A1
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WO
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less
steel
iron
oxide layer
steel bar
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Inventor
愛 和田
将人 祐谷
豊 根石
Original Assignee
日本製鉄株式会社
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/16—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling wire rods, bars, merchant bars, rounds wire or material of like small cross-section
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • Scale is removed from steel when it is processed in various ways to turn it into mechanical structural parts. However, it can take up to several months from the completion of steel manufacturing to the start of its processing. During this period, steel is often stored outdoors where there is a lot of moisture. During this time, the scale has the effect of improving the corrosion resistance of the steel.
  • Patent Document 4 discloses a method for producing high Cr-containing cold pressing steel with good descaling properties, in which a billet of steel containing 0.2 to 4.0 mass% Cr is heated in a combustion atmosphere heating furnace, held at a uniform temperature, and then extracted from the heating furnace for hot rolling, in which the Cr concentration in the steel is X mass%, the water vapor concentration in the heating furnace is (4.47X + 17.1) vol. % or more, and the ratio of the water vapor concentration to the oxygen concentration (vol. %) in the heating furnace is adjusted to 10 or more, and the manufacturing method is characterized in that the billet is held at a uniform temperature of less than 1100°C for 10 minutes or more.
  • the present invention aims to provide a steel bar that can suppress the occurrence of red rust during the period from the completion of manufacturing to the start of processing.
  • the gist of the present invention is as follows:
  • the parent phase further contains, in unit mass%, one or more of Mo: 0.50% or less, Cu: 0.50% or less, Ni: 0.50% or less, W: 0.500% or less, V: 0.50% or less, Bi: 0.10% or less, Co: 0.500% or less, Nb: 0.10% or less, Ti: 0.20% or less, Ca: 0.0015% or less, Pb: 0.09% or less, Sn: 0.10% or less, and B: 0.007% or less.
  • Mo 0.50% or less
  • Cu 0.50% or less
  • Ni 0.50% or less
  • W 0.500% or less
  • V 0.50% or less
  • Bi 0.10% or less
  • Co 0.500% or less
  • Nb 0.10% or less
  • Ti 0.20% or less
  • Ca 0.0015% or less
  • Pb 0.09% or less
  • Sn 0.10% or less
  • B 0.007% or less.
  • the parent phase preferably contains, in unit mass%, one or more of Bi: 0.10% or less, Pb: 0.09% or less, Sn: 0.10% or less, and Ca: 0.0015% or less.
  • the parent phase preferably contains, in unit mass%, one or more of Mo: 0.50% or less, W: 0.500% or less, B: 0.007% or less, Cu: 0.50% or less, Ni: 0.50% or less, and Co: 0.500% or less.
  • the parent phase preferably contains, by mass%, one or more of Ti: 0.20% or less, Nb: 0.10% or less, and V: 0.50% or less.
  • the steel bar according to any one of (1) to (5) above preferably further comprises a scale layer covering the layer.
  • the present invention provides a steel bar that can suppress the occurrence of red rust during the period from the completion of manufacturing to the start of processing.
  • FIG. 2 is a schematic cross-sectional view of the surface of a steel bar according to the present embodiment.
  • 1 is a flowchart of a method for manufacturing a steel bar according to the present embodiment.
  • FIG. 2 is a perspective view illustrating an analysis position of an iron-based oxide layer of a steel bar.
  • FIG. 2 is a schematic cross-sectional view showing the location of a linear analysis region for measuring the Cr/Si mass concentration ratio.
  • FIG. 2 is a schematic cross-sectional view showing the interface between the parent phase and the iron-based carbide layer of the steel bar, and a line analysis area for measuring the Cr/Si mass concentration ratio.
  • FIG. 2 is a schematic cross-sectional view showing the interface between the parent phase and the iron-based carbide layer of the steel bar, and a line analysis area for measuring the Cr/Si mass concentration ratio.
  • the inventors carried out microscopic observation and composition analysis of the interface between the scale layer 13 and the parent phase 11. As a result, it was found that a layer containing Si, Cr, Fe, and O (iron-based oxide layer 12) was formed at the interface between the scale layer 13 and the parent phase 11. The inventors also found that Cr may be concentrated in the iron-based oxide layer 12. In addition, the inventors found that the steel bar 1 on which the iron-based oxide layer 12 with concentrated Cr is formed has excellent corrosion resistance.
  • the inventors have further investigated methods for concentrating Cr in the iron-based oxide layer 12. As a result, they have discovered that it is possible to concentrate Cr in the iron-based oxide layer 12 by setting the Cr content of the steel slab before hot rolling within a predetermined range and optimizing the rolling conditions in the rough rolling stage of hot rolling and the cooling conditions after completion of hot rolling.
  • the steel bar 1 comprises at least a parent phase 11 and an iron-based oxide layer 12 covering the parent phase 11.
  • the parent phase 11 is also called base steel.
  • the parent phase 11 is a steel having the chemical composition described below.
  • the Si and Cr contained in the parent phase 11 greatly affect the composition of the iron-based oxide layer 12.
  • the other elements do not directly affect the composition of the iron-based oxide layer 12 or the corrosion resistance of the steel bar, but are used to improve the mechanical properties, etc., of the steel bar 1.
  • C 0.10 to 0.30%) C increases the strength of steel. If C is insufficient, the hardness and tensile strength of the steel bar are impaired. Therefore, the C content is set to 0.10% or more.
  • the C content may be 0.12% or more, 0.14% or more, or 0.16% or more.
  • the C content is set to 0.30% or less.
  • the C content may also be 0.28% or less, 0.26% or less, or 0.25% or less.
  • the Si content is set to 2.40% or less.
  • the Si content may also be set to 2.00% or less, 1.80% or less, or 1.60% or less.
  • Mn 0.50 to 1.50%
  • Mn increases the strength of steel. If there is a shortage of Mn, the hardness and tensile strength of the steel bar will be impaired. Therefore, the Mn content is set to 0.50% or more.
  • the Mn content may be 0.55% or more, 0.60% or more, or 0.70% or more.
  • an excessive amount of Mn may hinder the carburizing treatment of steel bars.
  • an excessive amount of Mn may increase the amount of retained austenite on the surface of the part after carburizing treatment, reducing the surface hardness of the part and reducing the fatigue strength of the part. Therefore, the Mn content is set to 1.50% or less.
  • the Mn content may also be 1.45% or less, 1.40% or less, or 1.35% or less.
  • P 0.050% or less
  • P is a component that is mixed into the matrix as an impurity. If the P content is excessive, the mechanical properties of the steel material are impaired. Therefore, the P content is set to 0.050% or less.
  • the P content may be 0.040% or less, 0.030% or less, or 0.020% or less.
  • the P content is not required to improve the corrosion resistance of steel bars. Therefore, the lower the P content, the better, and it may be 0%. However, the lower the P content, the higher the refining costs. To reduce refining costs, the P content may be greater than 0%, 0.001% or more, or 0.005% or more.
  • S is a component that is mixed into the matrix as an impurity. If the S content is excessive, coarse inclusions are generated in the matrix, impairing the mechanical properties of the steel material. Therefore, the S content is set to 0.050% or less.
  • the S content may be 0.040% or less, 0.030% or less, or 0.020% or less.
  • Sulfur is not required to improve the corrosion resistance of steel bars. Therefore, the lower the S content, the better, and it may be 0%. However, the lower the S content, the higher the refining costs. To reduce refining costs, the S content may be greater than 0%, 0.001% or more, or 0.005% or more.
  • Al 0.010 to 0.100% Al forms fine inclusions and refines ⁇ grains. Therefore, the Al content is set to 0.010% or more.
  • the Al content may be set to 0.015% or more, or 0.020% or more.
  • the O content is not required to improve the corrosion resistance of steel bars. Therefore, the lower the O content, the better, and it may be 0%. However, the lower the O content, the higher the refining costs. To reduce refining costs, the O content may be greater than 0%, 0.0001% or more, or 0.0005% or more.
  • W preferably more than 0% and not more than 0.500% W improves the hardenability of steel, and therefore the W content may be more than 0%, 0.100% or more, or 0.150% or more.
  • B (B: preferably more than 0% and 0.007% or less) B improves the hardenability of steel. Therefore, the B content may be more than 0%, 0.001% or more, or 0.002% or more.
  • the iron-based oxide layer 12 is an oxide layer formed by oxidation of the surface of the parent phase 11. Therefore, as long as the composition of the parent phase 11 is within the above-mentioned range, the composition of the iron-based oxide layer 12 naturally contains Fe and Si as main components.
  • the steel bar 1 may further include a scale layer 13 covering the iron-based oxide layer 12.
  • the scale layer 13 suppresses corrosion of the parent phase 11, and thus further improves the corrosion resistance of the steel bar 1.
  • the scale layer 13 is likely to fall off from the steel bar 1.
  • the iron-based oxide layer 12 remains even in areas where the scale layer 13 has fallen off.
  • the corrosion resistance of the iron-based oxide layer 12 is enhanced, and therefore corrosion of the parent phase 11 is suppressed even in areas where the scale layer 13 has fallen off. Therefore, the steel bar 1 does not need to have the scale layer 13.
  • a billet is heated and then descaled.
  • the billet is heated to a temperature suitable for rough rolling.
  • Descaling refers to removing an oxide layer (e.g., scale, etc.) on the surface of the billet that is formed by heating by injecting high-pressure water. Descaling of the billet before rough rolling is referred to as first descaling to distinguish it from descaling of the billet after rough rolling.
  • the chemical composition of the steel slab is the same as that of the parent phase of the steel bar. Therefore, the chemical composition of the steel slab is within the range of the chemical composition of the parent phase described above.
  • the method for manufacturing the steel slab is not particularly limited. Steel slabs manufactured by normal continuous casting can be used in the method for manufacturing the steel bar according to this embodiment.
  • the surface pressure of the water sprayed onto the steel slab is set within the range of 5 to 30 MPa. If the surface pressure is too high, the temperature of the steel material drops excessively. In this case, a large number of defects are generated on the surface of the steel material in the rough rolling performed after the first descaling. This may result in deterioration of the quality of the steel bar or in the impossibility of producing the steel bar. On the other hand, if the surface pressure is too low, removal of coarse scale generated during heating before descaling may be insufficient.
  • the number of passes must be 5 or more.
  • the rolling reduction must be 10% to 30%, and the rolling temperature must be 950°C to 1100°C. If these requirements are not met, a dense oxide layer that cannot be completely removed by descaling will form on the surface of the steel piece after rough rolling, and it is believed that this oxide layer will hinder the concentration of Cr in the fayalite. In the manufacturing method according to this embodiment, the formation of this dense oxide layer is suppressed, and the Cr concentration in the iron-based oxide layer is increased.
  • the billet is again descaled, which is referred to as second descaling to distinguish it from the descaling of the billet before rough rolling.
  • second descaling the surface pressure of the water sprayed onto the steel slab is set within the range of 2.0 to 5.0 MPa. If the surface pressure is too high, the temperature of the steel slab drops excessively. This results in insufficient time for Cr to concentrate in the iron-based carbides, resulting in an insufficient Cr concentration in the iron-based carbides. On the other hand, if the surface pressure is too low, the desired iron-based carbides cannot be obtained. Even if the surface pressure and the jetting time in the second descaling are appropriate, if the conditions of the rough rolling are inappropriate, the oxide layer that adversely affects the iron-based carbides will not be sufficiently removed.
  • the steel slab is finish-rolled.
  • the reduction ratio and the finish-rolling temperature in the finish rolling are not particularly limited and can be appropriately set depending on the chemical composition of the steel slab and the shape of the steel bar.
  • a steel bar having a predetermined shape is obtained by the finish rolling.
  • the end temperature of the finish rolling may be within a range of 850 to 1000°C.
  • the steel bar After the finish rolling, the steel bar is cooled.
  • the average cooling rate in the range from the finish rolling end temperature to 500°C is set to 1.0°C/sec or less.
  • the average cooling rate in the range from the finish rolling end temperature to 500°C is the value obtained by dividing the difference between the finish rolling end temperature and 500°C by the time required for the surface temperature of the steel bar to decrease from the finish rolling end temperature to 500°C.
  • an iron-based oxide layer is formed on the surface of the steel bar.
  • the Cr contained in the matrix of the steel bar migrates to the iron-based oxide layer, and the Cr/Si mass concentration ratio of the iron-based oxide layer is increased.
  • Steel pieces having the chemical compositions shown in Tables 1A and 1B were prepared. Steel bars were produced from these steel pieces by applying one of the manufacturing methods below, Patterns 1 to 5.
  • the steel slab was subjected to first descaling, rough rolling, second descaling, finish rolling, and cooling.
  • the rough rolling temperature was 1080°C
  • the finish rolling temperature was 870°C.
  • the reduction rate per pass was 5%. Instead, the number of passes was increased to 20% compared to pattern 1.
  • the average cooling rate in the range from the finish rolling end temperature to 500°C was 1.0°C/sec or less.
  • the steel slab was subjected to first descaling, rough rolling, second descaling, finish rolling, and cooling.
  • the rough rolling temperature was 1020°C
  • the finish rolling temperature was 1000°C.
  • the reduction rate per pass was 30 to 40%. Instead, the number of passes was reduced to 3, which is less than that in pattern 1.
  • the average cooling rate in the range from the finish rolling end temperature to 500°C was set to 1.0°C/sec or less.
  • the steel slab was subjected to first descaling, rough rolling, second descaling, finish rolling, and cooling.
  • the rough rolling temperature was 1020°C
  • the finish rolling temperature was 980°C.
  • rolling with a reduction rate of 10% or more was performed for 5 passes or more.
  • the average cooling rate in the range from the finish rolling end temperature to 500°C was set to 10°C/sec or more.
  • the steel slab was not subjected to first descaling, but was subjected to rough rolling, second descaling, finish rolling, and cooling.
  • the rough rolling temperature was 1020°C, and the finish rolling temperature was 980°C.
  • the average cooling rate in the range from the finish rolling end temperature to 500°C was set to 1.0°C/sec or less.
  • the steel slab was subjected to first descaling and rough rolling, and then to finish rolling and cooling without second descaling.
  • the rough rolling temperature was 1020°C, and the finish rolling temperature was 980°C.
  • rolling with a reduction rate of 10% or more was performed for 5 passes or more.
  • the average cooling rate in the range from the finish rolling end temperature to 500°C was set to 1.0°C/sec or less.
  • the pass/fail of rust resistance was judged based on the state of rust on the surface of the test piece. Samples with a rust area rate of 10% or less were judged to have excellent rust resistance and were rated "GOOD" in Table 2. The rust resistance evaluation results are shown in Table 2.
  • Invention examples 1 to 14 in which the chemical composition of the cast pieces and the manufacturing conditions were appropriate, had excellent corrosion resistance.
  • the iron-based oxide layer of these invention examples had an increased Cr/Si mass concentration ratio.
  • Comparative Example 15 the slab had a shortage of Cr. As a result, it is estimated that in Comparative Example 15, Cr was not sufficiently supplied to the iron-based oxide layer during the cooling period after finish rolling. In Comparative Example 15, the Cr/Si mass concentration ratio in the iron-based oxide layer was insufficient. As a result, corrosion resistance could not be ensured in Comparative Example 15.
  • Comparative Example 17 While the chemical composition of the cast piece was appropriate, the reduction rate in the rough rolling was insufficient. As a result, it is presumed that in Comparative Example 17, the oxide phase became dense before the finish rolling, and these were not completely removed by the second descaling. In Comparative Example 17, an iron-based oxide layer was not properly formed on the parent phase surface. As a result, corrosion resistance could not be ensured in Comparative Example 17.
  • Comparative Example 18 While the chemical composition of the cast piece was appropriate, the reduction rate in the rough rolling was excessive. As a result, it is presumed that in Comparative Example 18, oxide phases penetrated into the parent phase before finish rolling and were not completely removed by the second descaling. In Comparative Example 18, a large amount of scale was caught in the parent phase, and an iron-based oxide layer was not properly formed on the parent phase surface. As a result, corrosion resistance could not be ensured in Comparative Example 18.
  • Comparative Example 20 the chemical composition of the slab was appropriate, but the cooling rate before finish rolling was excessive. As a result, it is presumed that in Comparative Example 20, the reaction of forming the iron-based oxide layer (i.e., oxidation of the surface of the steel bar) ended before Cr was sufficiently supplied to the iron-based oxide layer. In Comparative Example 20, the Cr/Si mass concentration ratio of the iron-based oxide layer was insufficient. As a result, corrosion resistance could not be ensured in Comparative Example 20. In Comparative Example 21, the chemical composition of the slab was appropriate, but the first descaling after heating was not performed. As a result, in Comparative Example 21, the scale generated during heating could not be completely removed, and the targeted iron-based oxide layer could not be formed during subsequent cooling after rolling.

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Abstract

本発明の一態様に係る棒鋼は、母相と、前記母相の表面を覆う、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｆｅ、及びＯを含む層と、を備え、前記母相が、単位質量％で、Ｃ：０．１０～０．３０％、Ｓｉ：０．５１～２．４０％、Ｍｎ：０．５０～１．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．０５～２．００％、Ａｌ：０．０１０～０．１００％、Ｎ：０．００３～０．０３０％、及びＯ：０．００５０％以下を含有し、残部が鉄及び不純物からなり、前記層のＣｒ／Ｓｉ質量濃度比が０．１０以上である。

Description

棒鋼
　本発明は、棒鋼に関する。
　本願は、２０２３年１月６日に、日本に出願された特願２０２３－００１１７６号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　棒鋼等の鋼材の製造の際には、スケールがその表面に発生する。スケールは、鋼材の表面性状を悪化させたり、鋼材の圧延の際に表面疵を生じさせたりする。一方、スケールは鋼材を大気中の酸素から保護し、鋼材の耐食性を向上させる働きも有する。
　スケールは、鋼材に種々の加工を行って機械構造部品とする際に、鋼材から除去される。しかしながら、鋼材の製造の完了から鋼材の加工の開始までに、最長で数か月もの期間を要する場合がある。この期間において、鋼材は、水分が多い屋外に保管されることが多い。この際に、スケールは鋼材の耐食性向上効果を発揮する。
　鋼材の表面に付着するスケールに関して、様々な検討が行われている。
　特許文献１には、Ｃｒを０．１０～２．０％（質量％の意味。鋼の化学成分において以下同じ。）含むＣｒ含有条鋼材を製造する方法であって、加熱炉から鋼片を取り出した後、鋼片に対してデスケーリングを行う工程ａ、前記工程ａの後に、鋼片に対して大気雰囲気下で熱間圧延を行う工程ｂ、および前記工程ｂの後に、鋼片に対してデスケーリングを行う工程ｃを含み、かつ、前記工程ｂにおける熱間圧延を、所定条件で行うことを特徴とするＣｒ含有条鋼材の製造方法が開示されている。
　特許文献２には、Ｃｒを０．１０～２．００％（質量％の意味。鋼の化学成分において以下同じ。）含む鋼片を加熱炉内から取り出し、デスケーリングした後に、熱間圧延するＣｒ含有条鋼材の製造方法であって、前記加熱炉内にて、鋼片の表面温度が１０００℃以上１１５０℃以下である温度域で１５分間以上加熱した後、その表面温度（抽出温度）が前記温度域にある鋼片を前記加熱炉から取り出し、次いで、Ｏ２濃度が１０体積％以上かつＨ２Ｏ濃度が５体積％以上３５体積％以下の雰囲気下、前記鋼片の表面温度が、前記抽出温度から１２００℃以上１３５０℃以下の温度域となるまで、２０℃／分以上の昇温速度で前記鋼片を急速加熱してから、デスケーリングすることを特徴とするスケール剥離性に優れたＣｒ含有条鋼材の製造方法が開示されている。
　特許文献３には、Ｓｉ：０．０５～０．４質量％、Ｃｒ：０．１～２．０質量％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるＣｒ含有鋼からなる鋼片を、デスケーリング処理する直前に加熱処理する際に、加熱処理温度を１０００～１１５０℃とし、前記加熱処理温度での保持時間を１～３０分とし、加熱処理雰囲気をＨ２Ｏ［水蒸気］：２５～３０体積％、Ｏ２：１～１０体積％を含み残部をＮ２及び不可避ガス成分とすることを特徴とするスケール剥離性に優れるＣｒ含有鋼の製造方法が開示されている。
　特許文献４には、Ｃｒ：０．２～４．０質量％を含有する鋼のビレットを燃焼雰囲気加熱炉で加熱、均熱保持したのち、加熱炉外に抽出して熱間圧延する方法において、鋼中のＣｒ濃度をＸ質量％として、加熱炉内の水蒸気濃度が（４．４７Ｘ＋１７．１）ｖｏｌ．％以上であり、かつ、水蒸気濃度と加熱炉内の酸素濃度（ｖｏｌ．％）との比が１０以上に調整された雰囲気中において、１１００℃未満の温度下で、１０分以上均熱保持することを特徴とするデスケーリング性のよい高Ｃｒ含有冷圧用鋼材の製法が開示されている。
　特許文献５には、Ｃ：０．４～０．８質量％、Ｓｉ：１．０～２．５質量％、Ｍｎ：０．２～１質量％、Ｐ：０質量％超、０．０５質量％以下、Ｓ：０質量％超、０．０５質量％以下、Ｃｒ：０．６～２質量％、を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼線であって、前記鋼線表面の鉄酸化物スケール中に占める比率が、ＦｅＯ：１０～６０体積％、Ｆｅ２Ｏ３：０体積％超、１５体積％以下、残部：Ｆｅ３Ｏ４およびＦｅ２ＳｉＯ４を満足し、前記鉄酸化物スケールの平均厚さが０．３～２．０μｍであり、且つ、前記鉄酸化物スケールの平均結晶粒径が０．２μｍ以下であることを特徴とするコイリング性に優れた鋼線が開示されている。
　特許文献６には、Ｃ：０．０５～１．２質量％、Ｓｉ：０．０１～０．５０質量％、Ｍｎ：０．１～１．５質量％、Ｐ：０．０２質量％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０２質量％以下（０％を含む）、Ｎ：０．００５質量％以下（０％を含む）を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼の表面に、内層スケールとしてランダムな方位を有する微細結晶粒からなるＦｅＯ層が形成され、前記内層スケールのＦｅＯ層と鋼の界面に厚み：０．０１～１．０μｍのＦｅ２ＳｉＯ４層が形成され、前記内層スケールの厚みがスケール全体厚みの１～４０％であることを特徴とする鋼線材が開示されている。
特開２０１０－２６４４６９号公報 特開２０１０－２３０８７号公報 特開２０１０－５２４号公報 特開２００９－２７５２８５号公報 特開２０１７－１１５２２８号公報 特開２００９－２６３７５０号公報
　棒鋼の製造の完了から棒鋼の加工の開始までの期間において、棒鋼の表面に赤錆が生じる場合がある。棒鋼の需要家からは、赤錆の抑制が求められている。本発明者ら検討したところ、赤錆の発生箇所においてスケールの剥離が生じていることが明らかになった。
　スケールの剥離を抑制するための手段について、先行技術では十分な検討がされていない。例えば特許文献１～５の技術においては、スケール剥離性を向上することが課題とされている。スケールの剥離を抑制する手段、又はスケール剥離部の耐食性を向上させるための手段について、これらの特許文献には何ら開示されていない。
　特許文献６の技術は、熱間圧延後の冷却中や保管・搬送時にはスケールが剥離しにくく、メカニカルデスケーリング時にはスケール剥離性が良くてメカニカルデスケーリング性に優れている鋼線材を提供することを課題としている。しかしながら特許文献６は、鋼線材に関するものである。特許文献６に記載された、鋼線材のスケール剥離を抑制するための製造条件を、棒鋼に適用することはできない。また、特許文献６の技術の実施例では、鋼線材の製造が完了した時点でのスケール剥離率しか評価されていない。特許文献６の技術が、鋼線材の保管・搬送時におけるスケール剥離を抑制可能であるか否か、特許文献６の実施例からは判断することができない。
　以上の事情に鑑みて、本発明は、製造の完了から加工の開始までの期間において赤錆の発生を抑制可能な棒鋼を提供することを目的とする。
　本発明の要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る棒鋼は、母相と、前記母相の表面を覆う、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｆｅ、及びＯを含む層と、を備え、前記母相が、単位質量％で、Ｃ：０．１０～０．３０％、Ｓｉ：０．５１～２．４０％、Ｍｎ：０．５０～１．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．０５～２．００％、Ａｌ：０．０１０～０．１００％、Ｎ：０．００３～０．０３０％、及びＯ：０．００５０％以下を含有し、残部が鉄及び不純物からなり、前記層のＣｒ／Ｓｉ質量濃度比が０．１０以上である。
（２）上記（１）に記載の棒鋼では、好ましくは、前記母相が、さらに、単位質量％で、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｗ：０．５００％以下、Ｖ：０．５０％以下、Ｂｉ：０．１０％以下、Ｃｏ：０．５００％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｃａ：０．００１５％以下、Ｐｂ：０．０９％以下、Ｓｎ：０．１０％以下、及びＢ：０．００７％以下、のうち１種以上を含有する。
（３）上記（２）に記載の棒鋼では、好ましくは、前記母相が、単位質量％で、Ｂｉ：０．１０％以下、Ｐｂ：０．０９％以下、Ｓｎ：０．１０％以下、及びＣａ：０．００１５％以下のうち１種以上を含有する。
（４）上記（２）に記載の棒鋼では、好ましくは、前記母相が、単位質量％で、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｗ：０．５００％以下、Ｂ：０．００７％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、及びＣｏ：０．５００％以下、のうち１種以上を含有する。
（５）上記（２）に記載の棒鋼では、好ましくは、前記母相が、単位質量％で、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、及びＶ：０．５０％以下、のうち１種以上を含有する。
（６）上記（１）～（５）のいずれか一項に記載の棒鋼は、好ましくは、前記層を覆うスケール層をさらに備える。
　本発明によれば、製造の完了から加工の開始までの期間において赤錆の発生を抑制可能な棒鋼を提供することができる。
本実施形態に係る棒鋼の表面の断面模式図である。 本実施形態に係る棒鋼の製造方法のフローチャートである。 棒鋼の鉄系酸化物層の分析位置を説明する斜視図である。 Ｃｒ／Ｓｉ質量濃度比を測定するための線分析領域を配置する場所を示した断面模式図である。 棒鋼の母相と鉄系炭化物層との界面、及びＣｒ／Ｓｉ質量濃度比を測定するための線分析領域を示した断面模式図である。 棒鋼の母相と鉄系炭化物層との界面、及びＣｒ／Ｓｉ質量濃度比を測定するための線分析領域を示した断面模式図である。
　本発明の一態様に係る棒鋼１は、母相１１と、母相１１を覆う、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｆｅ、及びＯを含む層（鉄系酸化物層１２）と、を備え、母相１１が所定の化学成分を有し、鉄系酸化物層１２のＣｒ／Ｓｉ質量濃度比が０．１０以上である。まず、本実施形態に係る棒鋼に想到するための技術知見について説明する。
　本発明者らは、スケール層１３と母相１１との界面のミクロ観察及び組成分析を実施した。その結果、スケール層１３と母相１１との界面に、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｆｅ、及びＯを含む層（鉄系酸化物層１２）が形成されていることがわかった。また、鉄系酸化物層１２にＣｒが濃化する場合があることを本発明者らは知見した。加えて、Ｃｒが濃化した鉄系酸化物層１２が形成された棒鋼１は、耐食性に優れることを本発明者らは知見した。
　スケール層１３は棒鋼１から剥離しやすい一方で、鉄系酸化物層１２は棒鋼１から剥離し難い。本発明者らは、スケール層１３の剥離箇所において鉄系酸化物層１２が残存していることを確認した。本発明者らは、Ｃｒが濃化した鉄系酸化物層１２によって、スケール層１３が剥離した箇所の耐食性が高められていると推定している。
　さらに発明者らは、鉄系酸化物層１２にＣｒを濃化させる方法について一層の検討を重ねた。その結果、熱間圧延前の鋼片のＣｒ量を所定範囲内とし、且つ熱間圧延の粗圧延段階における圧延条件、及び熱間圧延の終了後の冷却条件を最適化することにより、鉄系酸化物層１２にＣｒを濃化させられる旨を知見した。
　次に、本実施形態に係る棒鋼１の具体的な構成について説明する。以下、元素の含有量の単位「質量％」は、単に「％」と記載する。
　本発明の一態様に係る棒鋼１は少なくとも、母相１１と、母相１１を覆う鉄系酸化物層１２と、を備える。母相１１は、地鉄とも称される。母相１１は、以下に説明する化学成分を有する鋼である。母相１１に含まれるＳｉ及びＣｒは、鉄系酸化物層１２の構成に大きく影響する。その他の元素は、鉄系酸化物層１２の構成及び棒鋼の耐食性に直接的に影響しないが、棒鋼１の機械特性等を高めるために用いられる。
（Ｃ：０．１０～０．３０％）
　Ｃは、鋼の強度を高める。Ｃが不足すると、棒鋼の硬さ、及び引張強さなどが損なわれる。従って、Ｃ含有量を０．１０％以上とする。Ｃ含有量は０．１２％以上、０．１４％以上、０．１６％以上であってもよい。
　一方、Ｃ含有量が過剰であると、棒鋼の硬さが過剰となり、棒鋼の切削性が損なわれる。従って、Ｃ含有量を０．３０％以下とする。Ｃ含有量は０．２８％以下、０．２６％以下、又は０．２５％以下であってもよい。
（Ｓｉ：０．５１～２．４０％）
　Ｓｉは、母相１１を覆う鉄系酸化物層１２を形成し、棒鋼１の耐食性を高める。また、Ｓｉは鋼の強度を高める。従って、Ｓｉ含有量を０．５１％以上とする。Ｓｉ含有量は０．６０％以上、０．８０％以上、又は１．００％以上であってもよい。
　一方、Ｓｉ含有量が過剰であると、棒鋼の硬さが過剰となり、棒鋼の切断性、切削性、及び製造性が損なわれる。従って、Ｓｉ含有量を２．４０％以下とする。Ｓｉ含有量を２．００％以下、１．８０％以下、又は１．６０％以下としてもよい。
（Ｍｎ：０．５０～１．５０％）
　Ｍｎは鋼の強度を高める。Ｍｎが不足すると、棒鋼の硬さ、及び引張強さなどが損なわれる。従って、Ｍｎ含有量を０．５０％以上とする。Ｍｎ含有量は０．５５％以上、０．６０％以上、０．７０％以上であってもよい。
　一方、過剰な量のＭｎは、棒鋼の浸炭処理を妨げる場合がある。棒鋼を浸炭処理部品の材料として用いる場合、過剰な量のＭｎは、浸炭処理後の部品の表面の残留オーステナイト量を増加させて、部品の表面硬さを低下させて、部品の疲労強度を低下させることがある。従って、Ｍｎ含有量を１．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は１．４５％以下、１．４０％以下、又は１．３５％以下であってもよい。
（Ｐ：０．０５０％以下）
　Ｐは不純物として母相に混入する成分である。Ｐ含有量が過剰であると、鋼材の機械特性が損なわれる。従って、Ｐ含有量を０．０５０％以下とする。Ｐ含有量は０．０４０％以下、０．０３０％以下、又は０．０２０％以下であってもよい。
　Ｐは、棒鋼の耐食性を向上させるために必要とされない。従って、Ｐ含有量は低いほど好ましく、０％であってもよい。ただし、Ｐ含有量を下げるほど、精錬コストが増大する。精錬コストを軽減するために、Ｐ含有量を０％超、０．００１％以上、又は０．００５％以上としてもよい。
（Ｓ：０．０５０％以下）
　Ｓは不純物として母相に混入する成分である。Ｓ含有量が過剰であると、母相に粗大な介在物が生じ、鋼材の機械特性が損なわれる。従って、Ｓ含有量を０．０５０％以下とする。Ｓ含有量は０．０４０％以下、０．０３０％以下、又は０．０２０％以下であってもよい。
　Ｓは、棒鋼の耐食性を向上させるために必要とされない。従って、Ｓ含有量は低いほど好ましく、０％であってもよい。ただし、Ｓ含有量を下げるほど、精錬コストが増大する。精錬コストを軽減するために、Ｓ含有量を０％超、０．００１％以上、又は０．００５％以上としてもよい。
（Ｃｒ：０．０５～２．００％）
　Ｃｒは、母相１１を覆う鉄系酸化物層１２に濃化して、鉄系酸化物層１２の耐食性を高める。これにより、Ｃｒは、棒鋼１の耐食性を飛躍的に高める。さらに、Ｃｒは鋼の焼戻し軟化抵抗を高め、鋼の面疲労強度を向上させる。従って、Ｃｒ含有量を０．０５％以上とする。Ｃｒ含有量を０．１０％以上、０．２０％以上、０．５０％以上、又は１．００％以上としてもよい。
　一方、Ｃｒ含有量が過剰であると、上述の効果が飽和する一方で、鋼材の硬さを高めてしまい製造コストが増大する。従って、Ｃｒ含有量を２．００％以下とする。Ｃｒ含有量を１．８０％以下、１．５０％以下、１．２０％以下、０．５０％以下又は０．３０％以下としてもよい。
（Ａｌ：０．０１０～０．１００％）
　Ａｌは、微細な介在物を形成し、γ粒を微細化する。従って、Ａｌ含有量を０．０１０％以上とする。Ａｌ含有量を０．０１５％以上、又は０．０２０％以上としてもよい。
　一方、Ａｌ含有量が過剰であると、母相に粗大な介在物が生成し、棒鋼の機械特性が損なわれる。従って、Ａｌ含有量を０．１００％以下とする。Ａｌ含有量を０．０９０％以下、０．０８０％以下、０．０７０％以下、０．０５０％以下、０．０４０％以下、又は０．０３０％以下としてもよい。
（Ｎ：０．００３～０．０３０％）
　Ｎは、母相の結晶粒を微細化する。従って、Ｎ含有量を０．００３％以上とする。Ｎ含有量を０．００５％以上、０．０１０％以上、又は０．０１５％以上としてもよい。
　一方、Ｎ含有量が過剰であると、母相の高温延性が損なわれ、棒鋼の製造歩留まりが低下する。従って、Ｎ含有量を０．０３０％以下とする。Ｎ含有量を０．０２８％以下、０．０２５％以下、又は０．０２０％以下としてもよい。
（Ｏ：０．００５０％以下）
　Ｏは不純物として母相に混入する成分である。Ｏ含有量が過剰であると、母相に粗大な酸化物が生じ、鋼材の機械特性が損なわれる。従って、Ｏ含有量を０．００５０％以下とする。Ｏ含有量は０．００４０％以下、０．００３０％以下、又は０．００２０％以下であってもよい。
　Ｏは、棒鋼の耐食性を向上させるために必要とされない。従って、Ｏ含有量は低いほど好ましく、０％であってもよい。ただし、Ｏ含有量を下げるほど、精錬コストが増大する。精錬コストを軽減するために、Ｏ含有量を０％超、０．０００１％以上、又は０．０００５％以上としてもよい。
（残部：鉄及び不純物）
　母相の化学成分の残部は、鉄及び不純物である。不純物とは、例えば鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係る棒鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　母相が、以下に挙げる任意元素のうち１種以上をさらに含有してもよい。これにより、棒鋼の特性が一層良好となる。ただし、以下に挙げる任意元素は、本実施形態に係る棒鋼の課題を解決するために必須ではない。従って、以下に挙げる任意元素の下限値は０％であってもよい。
（Ｍｏ：好ましくは０％超０．５０％以下）
　Ｍｏは鋼の焼入れ性を高める。従って、Ｍｏ含有量を０％超、０．１０％以上、又は０．１５％以上としてもよい。
　一方、Ｍｏ含有量を０．５０％以下とすることにより、鋼の過剰な硬化を回避して、棒鋼の加工性を高めることができる。従って、Ｍｏ含有量を０．５０％以下、０．４０％以下、又は０．３０％以下としてもよい。
（Ｃｕ：好ましくは０％超０．５０％以下）
　Ｃｕは鋼の焼入れ性を高める。従って、Ｃｕ含有量を０％超、０．１０％以上、又は０．１５％以上としてもよい。
　一方、Ｃｕ含有量を０．５０％以下とすることにより、鋼の過剰な硬化を回避して、棒鋼の加工性を高めることができる。従って、Ｃｕ含有量を０．５０％以下、０．４０％以下、又は０．３０％以下としてもよい。
（Ｎｉ：好ましくは０％超０．５０％以下）
　Ｎｉは鋼の焼入れ性を高める。従って、Ｎｉ含有量を０％超、０．１０％以上、又は０．１５％以上としてもよい。
　一方、Ｎｉ含有量を０．５０％以下とすることにより、鋼の過剰な硬化を回避して、棒鋼の加工性を高めることができる。従って、Ｎｉ含有量を０．５０％以下、０．４０％以下、又は０．３０％以下としてもよい。
（Ｗ：好ましくは０％超０．５００％以下）
　Ｗは鋼の焼入れ性を高める。従って、Ｗ含有量を０％超、０．１００％以上、又は０．１５０％以上としてもよい。
　一方、Ｗ含有量を０．５００％以下とすることにより、鋼の過剰な硬化を回避して、棒鋼の加工性を高めることができる。従って、Ｗ含有量を０．５００％以下、０．４００％以下、又は０．３００％以下としてもよい。
（Ｖ：好ましくは０％超０．５０％以下）
　Ｖは微細な炭化物、窒化物、及び／又は炭窒化物を形成する。これにより、Ｖは結晶粒成長を抑制し、組織の微細均質化に寄与し、棒鋼の疲労特性を改善する。従って、Ｖ含有量を０％超、０．１０％以上、又は０．１５％以上としてもよい。
　一方、Ｖ含有量を０．５０％以下とすることにより、硬質な粗大炭化物の生成を抑制し、棒鋼の被削性を確保することができる。従って、Ｖ含有量を０．５０％以下、０．４０％以下、又は０．３０％以下としてもよい。
（Ｂｉ：好ましくは０％超０．１０％以下）
　Ｂｉは鋼の被削性を向上させる。従って、Ｂ含有量を０％超、０．０１％以上、又は０．０３％以上としてもよい。
　一方、Ｂｉ含有量を０．１０％以下とすることにより、棒鋼の圧延時に割れ発生を抑制することができる。従って、Ｂ含有量を０．１０％以下、０．０８％以下、又は０．０５％以下としてもよい。
（Ｃｏ：好ましくは０％超０．５００％以下）
　Ｃｏは鋼の焼入れ性を高める。従って、Ｃｏ含有量を０％超、０．１００％以上、又は０．１５０％以上としてもよい。
　一方、Ｃｏ含有量を０．５００％以下とすることにより、鋼の過剰な硬化を回避して、棒鋼の加工性を高めることができる。従って、Ｃｏ含有量を０．５００％以下、０．４００％以下、又は０．３００％以下としてもよい。
（Ｎｂ：好ましくは０％超０．１０％以下）
　Ｎｂは微細な炭化物、窒化物、及び／又は炭窒化物を形成する。これにより、Ｎｂは結晶粒成長を抑制し、組織の微細均質化に寄与し、棒鋼の疲労特性を改善する。従って、Ｎｂ含有量を０％超、０．０１％以上、又は０．０３％以上としてもよい。
　一方、Ｎｂ含有量を０．１０％以下とすることにより、硬質な粗大炭化物の生成を抑制し、棒鋼の被削性を確保することができる。従って、Ｎｂ含有量を０．１０％以下、０．０８％以下、又は０．０５％以下としてもよい。
（Ｔｉ：好ましくは０％超０．２０％以下）
　Ｔｉは微細な炭化物、窒化物、及び／又は炭窒化物を形成する。これにより、Ｔｉは結晶粒成長を抑制し、組織の微細均質化に寄与し、棒鋼の疲労特性を改善する。従って、Ｔｉ含有量を０％超、０．０１％以上、又は０．０３％以上としてもよい。
　一方、Ｔｉ含有量を０．２０％以下とすることにより、硬質な粗大炭化物の生成を抑制し、棒鋼の被削性を確保することができる。従って、Ｔｉ含有量を０．２０％以下、０．１８％以下、又は０．１５％以下としてもよい。
（Ｃａ：好ましくは０％超０．００１５％以下）
　Ｃａは鋼の被削性を向上させる。従って、Ｃａ含有量を０％超、０．０００２％以上、又は０．０００５％以上としてもよい。
　一方、Ｃａ含有量を０．００１５％以下とすることにより、鋼の疲労強度を向上させることができる。従って、Ｃａ含有量を０．００１５％以下、０．００１２％以下、又は０．００１０％以下としてもよい。
（Ｐｂ：好ましくは０％超０．０９％以下）
　Ｐｂは鋼の被削性を向上させる。従って、Ｐｂ含有量を０％超、０．０１％以上、又は０．０３％以上としてもよい。
　一方、Ｐｂ含有量を０．０９％以下とすることにより、鋼の鍛造性を向上させることができる。従って、Ｐｂ含有量を０．０９％以下、０．０６％以下、又は０．０５％以下としてもよい。
（Ｓｎ：好ましくは０％超０．１０％以下）
　Ｓｎは鋼の被削性を向上させる。従って、Ｓｎ含有量を０％超、０．０１％以上、又は０．０３％以上としてもよい。
　一方、Ｓｎ含有量を０．１０％以上の場合、熱間鍛造割れを発生させる。従って、Ｓｎ含有量を０．１０％以下、０．０８％以下、又は０．０５％以下としてもよい。
（Ｂ：好ましくは０％超０．００７％以下）
　Ｂは鋼の焼入れ性を高める。従って、Ｂ含有量を０％超、０．００１％以上、又は０．００２％以上としてもよい。
　一方、Ｂ含有量を０．００７％以下とすることにより、上述の効果の飽和を回避し、鋼の原材料のコストを低減することができる。従って、Ｂ含有量を０．００７％以下、０．００６％以下、又は０．００５％以下としてもよい。
　母相の化学成分の測定方法は特に限定されない。例えば、ＪＩＳ　Ｇ　１２０１：２０１４に規定される分析方法等を、母相の化学成分を特定するために用いることができる。
（鉄系酸化物層１２）
　Ｓｉ、Ｃｒ、Ｆｅ、及びＯを含む層（鉄系酸化物層１２）は、母相１１の表面を覆うように形成されている。鉄系酸化物層１２に含まれるＦｅ及びＳｉは、母相１１に含まれるＦｅ及びＳｉに由来している。棒鋼１は、スラブを熱間で棒鋼圧延することによって製造される。この熱間圧延の後の冷却の際に、鋼の表面が酸化することにより鉄系酸化物層１２が形成される。
　なお、武田ら「鉄鋼１次スケールの構造・密着性に及ぼすＳｉ濃度の影響」（神戸製鋼技報　Ｖｏｌ．５５　Ｎｏ．１（Ａｐｒ．２００５）ｐ３１）には、「鋼の高温酸化においては，Ｓｉがスケールの成長速度やその性状に影響を及ぼすことが知られている。鋼材中のＳｉは，合金表面にＳｉＯ２を形成し，その後ＦｅＯと反応してＦｅ２ＳｉＯ４（ファイヤライト）を形成する」と記載されている。本実施形態に係る棒鋼１の鉄系酸化物層１２は、Ｓｉを含む母相１１の表面に形成されているので、ファイヤライトを含む層であると推定される。ただし、本実施形態に係る棒鋼１の鉄系酸化物層１２は、Ｃｒを含有するので、当該文献に記載のスケールと同一ではない。
（鉄系酸化物層１２のＣｒ／Ｓｉ質量濃度比：０．１０以上）
　また、本実施形態に係る棒鋼１の鉄系酸化物層１２は、Ｃｒを含有している。Ｃｒは鉄系酸化物層１２の耐食性を向上させて、鉄系酸化物層１２に覆われた母相１１の腐食を防ぎ、赤錆の発生を抑制する。Ｆｅ及びＳｉと同様に、鉄系酸化物層１２に含まれるＣｒも、母相１１に含まれるＣｒに由来している。
　本実施形態に係る棒鋼１の鉄系酸化物層１２においては、Ｃｒ濃度及びＳｉ濃度の比率が規定される。具体的には、鉄系酸化物層１２のＣｒ／Ｓｉ質量濃度比が０．１０以上である。鉄系酸化物層１２のＣｒ／Ｓｉ質量濃度比は、鉄系酸化物層１２におけるＣｒの濃化指標である。鉄系酸化物層１２のＣｒ／Ｓｉ質量濃度比を０．１０以上とすることにより、棒鋼１の耐食性を確保することができる。鉄系酸化物層１２のＣｒ／Ｓｉ質量濃度比を０．５０以上、１．００以上、又は５．００以上としてもよい。
　鉄系酸化物層１２のＣｒ／Ｓｉ質量濃度比は高いほど好ましい。従って、鉄系酸化物層１２のＣｒ／Ｓｉ質量濃度比の上限値は特に限定されない。本発明者らの調査結果によれば、鉄系酸化物層におけるＣｒ／Ｓｉ質量濃度比は、母相のＣｒ／Ｓｉ質量濃度比とは必ずしも一致していなかった。上述した母相の化学成分を考慮すると、母相のＣｒ／Ｓｉ質量濃度比は最大で３．９２である一方で、鉄系酸化物層１２のＣｒ／Ｓｉ質量濃度比は、２４を超えることもある。しかしながら、母相のＣｒの上限値を考慮して、鉄系酸化物層１２のＣｒ／Ｓｉ質量濃度比を４０以下、３５以下、又は３０以下としてもよい。
　鉄系酸化物層のＣｒ／Ｓｉ質量濃度比は、以下の手順に従うＥＰＭＡ成分分析によって特定される。
　まず、棒鋼を断面観察用樹脂５に包埋して、切断する。切断面は、棒鋼１の長手方向に垂直であることが望ましい。しかしながら、鉄系酸化物層１２が薄い場合は、切断面における鉄系酸化物層１２の見かけ上の厚さを増大させるために、切断面と、棒鋼１の長手方向とがなす角度を９０度未満としてもよい。次に、切断面を研磨する。そして、ＥＰＭＡを用いて切断面を観察して、鉄系酸化物層１２の位置を特定する。
　次に、鉄系酸化物層１２のＳｉ濃度、Ｆｅ濃度、Ｃｒ濃度、Ｍｎ濃度を線分析する。線分析の手順を、図３、図４、図５Ａ及び図５Ｂを参照しながら説明する。図３は棒鋼１の斜視図である。図３に示される領域１Ｃは、棒鋼１の断面における棒鋼１の表面及びその近傍を含む。この領域１Ｃを拡大観察して、線分析を行う領域を設定する。図４は、領域１Ｃの拡大図である。図４に示される領域２それぞれにおいて、線分析を実施する。図５Ａ及び図５Ｂは、領域２の拡大図である。図５Ａは、スケール層１３が付着していない箇所の拡大図であり、図５Ｂはスケール層１３が付着している箇所の拡大図である。図５Ａ及び図５Ｂに記載の符号３は線分析の起点であり、符号４は線分析領域である。符号５は、断面観察用樹脂である。
　線分析領域の延在方向は、図５Ａ及び図５Ｂに示されるように、鉄系酸化物層１２と母相１１との界面に垂直とする。鉄系酸化物層１２と母相１１との界面には、顕微鏡観察によって視認可能な微細な凹凸が生じている。そのため、鉄系酸化物層１２と母相１１との界面に垂直な方向は、棒鋼１を肉眼で観察することにより特定される、棒鋼１の表面に垂直な方向とは必ずしも一致しない。
　また、線分析領域は少なくとも、母相１１及び鉄系酸化物層１２の界面から１０μｍ以内の範囲内にある鉄系酸化物層１２を含むようにする。この線分析によって、母相１１及び鉄系酸化物層１２の界面から１０μｍ以内の鉄系酸化物層１２における、Ｓｉ濃度が最大となる位置を特定する。この位置におけるＳｉ濃度及びＣｒ濃度を測定して、Ｃｒ濃度をＳｉ濃度で割った値を算出する。鉄系酸化物層１２の線分析条件は、以下の通りとする。
・測定倍率　１０００倍
・加速電圧　１５．０ｋＶ
・照射電流　４．９９３×１０－８Ａ
・測定間隔　０．２０μｍ
・測定点の数　５００点（線分析長さ１００μｍ）
　上述の手段によるＣｒ／Ｓｉ質量濃度比の測定を、５箇所で実施する。図４に示されるように、線分析を行う領域２の間隔は５０μｍとする。各領域２において特定されたＣｒ／Ｓｉ質量濃度比の平均値を、棒鋼１の鉄系酸化物層１２のＣｒ／Ｓｉ質量濃度比とみなす。
　鉄系酸化物層１２のＣｒ／Ｓｉ質量濃度比以外の構成、例えば厚さは特に限定されない。鉄系酸化物層１２は非常に多くの凹凸を有しており、また、その厚さは不均一である。図１には一様な厚さを有する鉄系酸化物層１２が示されているが、ここでは説明の便宜のために凹凸が省略されている。鉄系酸化物層１２の厚さを定量的に評価することは極めて難しい。また、本発明者らが種々の鉄系酸化物層１２を断面観察したところ、鉄系酸化物層１２の厚さが母相１１のＳｉ含有量に比例する傾向が定性的に確認された。加えて、鉄系酸化物層１２が極めて薄い場合、鉄系酸化物層１２に濃化したＣｒが検出されなくなり、Ｃｒ／Ｓｉ質量濃度比の測定値が０．１０以上にならなくなる。換言すると、Ｃｒ／Ｓｉ質量濃度比の測定値が０．１０以上である鉄系酸化物層１２は、棒鋼１の耐食性を確保するために十分な厚さを自ずと備えている。鉄系酸化物層１２が除去されておらず、且つ、母相１１のＳｉ含有量が上述の範囲にある限り、棒鋼１は耐食性を確保するために十分な厚さの鉄系酸化物層１２を必然的に備える。
　鉄系酸化物層１２の成分も特に限定されない。鉄系酸化物層１２の成分は、母相１１の成分に応じた値となることが通常である。鉄系酸化物層１２は、母相１１の表面が酸化して生じた酸化物層だからである。そのため、母相１１の成分が上述の範囲内である限り、鉄系酸化物層１２の成分は、自ずとＦｅ及びＳｉを主成分としたものとなる。
（スケール層１３）
　棒鋼１が、鉄系酸化物層１２を覆うスケール層１３をさらに備えてもよい。スケール層１３は、母相１１の腐食を抑制するので、棒鋼１の耐食性を一層向上させる。ただし、スケール層１３は棒鋼１から脱落しやすい。また、図１に示されるように、スケール層１３が脱落した箇所においても鉄系酸化物層１２は残存する。本実施形態に係る棒鋼１においては、鉄系酸化物層１２の耐食性が高められているので、スケール層１３が脱落した箇所においても母相１１の腐食は抑制される。従って、棒鋼１はスケール層１３を有しなくともよい。
（棒鋼のその他の構成）
　本実施形態に係る棒鋼のその他の構成は特に限定されない。例えば棒鋼の断面形状は特に限定されない。棒鋼の断面形状の例として、円、正方形、長方形、六角形、又は八角形などが挙げられる。棒鋼のサイズも特に限定されない。例えば棒鋼の直径又は円相当径を１８ｍｍ以上、２０ｍｍ以上、又は３０ｍｍ以上としてもよい。棒鋼の直径又は円相当径を１８０ｍｍ以下、１５０ｍｍ以下、又は１２０ｍｍ以下としてもよい。棒鋼は、バーインコイル、即ち熱間圧延した棒鋼を長尺のままコイル状に巻いた鋼材であってもよい。
（棒鋼の製造方法）
　次に、本発明の別の態様に係る棒鋼の製造方法について説明する。以下に説明される製造方法によれば、Ｃｒが濃化した鉄系酸化物層を有する棒鋼を得ることができる。ただし、上述された要件を満たす棒鋼は、その製造方法に関わらず、本実施形態に係る棒鋼とみなされることに留意されたい。即ち、上述された本実施形態に係る棒鋼の範囲は、以下に説明される棒鋼の製造方法によって限定されない。
　本実施形態に係る棒鋼の製造方法は、図２に例示されるように
（Ｓ１）鋼片に第一のデスケーリングをする工程と、
（Ｓ２）鋼片を粗圧延する工程と、
（Ｓ３）鋼片に第二のデスケーリングをする工程と、
（Ｓ４）鋼片を仕上圧延して棒鋼を得る工程と、
（Ｓ５）棒鋼を冷却する工程と、
を備え、鋼片を、単位質量％で、Ｃ：０．１０～０．３０％、Ｓｉ：０．５１～２．４０％、Ｍｎ：０．５０～１．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．０５～２．００％、Ａｌ：０．０１０～０．１００％、Ｎ：０．００３～０．０３０％、及びＯ：０．００５０％以下を含有し、残部が鉄及び不純物からなるものとし、粗圧延のパス数を５以上とし、粗圧延の全てのパスにおける圧下率を１０％以上３０％以下とし、粗圧延の全てのパスにおける圧延温度を９５０℃以上１１００℃以下とし、冷却において、仕上圧延終了温度から５００℃までの範囲の平均冷却速度を１．０℃／秒以下とする。
　まず、本実施形態に係る棒鋼の製造条件の技術思想について説明する。Ｃｒが十分に濃化した鉄系酸化物層を形成するためには、以下の２つの要件を満たす製造方法が鋼片に適用される必要がある。
（Ａ）仕上圧延の直前の鋼片が、十分にデスケーリングされている。
（Ｂ）仕上圧延の終了後に、鉄系酸化物層が形成される温度域において、棒鋼が徐冷される。
（Ａ）仕上圧延の直前の鋼片が十分にデスケーリングされていない場合、棒鋼の鉄系酸化物層のＣｒ／Ｓｉ質量濃度比が十分に高められない。これは、仕上圧延の前に鋼片の表面に存在する酸化物層が、仕上圧延終了後の鉄系酸化物層の形成の際に、Ｃｒの濃化を妨げるからであると推定される。
　なお、仕上圧延の直前の鋼片を十分にデスケーリングするための重要な条件は、デスケーリング条件ではなく、仕上圧延の前の粗圧延の条件である。粗圧延の際の温度及び圧下率は、粗圧延後の鋼片の表面に形成されるスケールの緻密度に影響する。粗圧延後に形成される酸化物層が緻密である場合、粗圧延後のデスケーリング（第二のデスケーリング）によっても酸化物層を十分に除去することができない。
（Ｂ）仕上圧延の終了後の冷却速度が大きすぎる場合、棒鋼の鉄系酸化物層のＣｒ／Ｓｉ質量濃度比が十分に高められない。これは、鉄系酸化物層にＣｒが十分に濃化する前に、鉄系酸化物層の成長が停止するからである。
　次に、本実施形態に係る棒鋼の製造条件の具体的内容について詳細に説明する。
（Ｓ１　第一のデスケーリング）
　本実施形態に係る棒鋼の製造方法では、まず、鋼片を加熱し、次いで鋼片をデスケーリングする。鋼片の加熱は、鋼片を粗圧延に適した温度にするために行われる。デスケーリングとは、加熱によって生じた鋼片の表面の酸化物層（例えばスケール等）を、高圧水の噴射によって除去することである。粗圧延後の鋼片のデスケーリングと区別するために、粗圧延前の鋼片のデスケーリングを第一のデスケーリングと称する。
　鋼片の化学成分は、棒鋼の母相の化学成分と同一となる。従って、鋼片の化学成分は、上述された母相の化学成分の範囲内とされる。鋼片の製造方法は特に限定されない。通常の連続鋳造によって製造された鋼片を、本実施形態に係る棒鋼の製造方法に用いることができる。
　第一のデスケーリングにおいては、鋼片に噴射される水の面圧を５～３０ＭＰａの範囲内とする。面圧が高すぎる場合、鋼材の温度が過剰に低下する。この場合、第一のデスケーリングに次いで行われる粗圧延において、鋼材の表面に多量の疵が発生する。これにより、棒鋼の品質が劣化したり、棒鋼の製造が行えなくなったりする。一方、面圧が低すぎる場合、デスケーリング前の加熱時に生じた粗大なスケールの除去が不十分となる。
（Ｓ２　粗圧延）
　デスケーリングされた鋼片は、熱間圧延される。熱間圧延は、粗圧延及び仕上圧延を含む。粗圧延とは、鋼片の形状を、目的とする棒鋼形状に近づけるための圧延である。仕上圧延とは、粗圧延された鋼片の形状を、目的とする棒鋼形状に一致させるための圧延である。通常の熱間圧延設備は、粗圧延のための圧延設備、及び仕上圧延のための圧延設備を別体として備える。
　粗圧延においては、パス数を５以上とする必要がある。また、全てのパスにおいて、圧下率を１０％以上３０％以下とし、圧延温度を９５０℃以上１１００℃以下とする必要がある。これらの要件が満たされない場合、デスケーリングによっては完全に除去することができない緻密な酸化物層が粗圧延後の鋼片の表面に形成され、この酸化物層が、ファイヤライトへのＣｒの濃化を妨げると考えられる。本実施形態に係る製造方法では、この緻密な酸化物層の形成を抑制し、鉄系酸化物層のＣｒ濃度を高めている。
（Ｓ３　第二のデスケーリング）
　粗圧延の後で、鋼片は再びデスケーリングされる。粗圧延前の鋼片のデスケーリングと区別するために、粗圧延後の鋼片のデスケーリングを第二のデスケーリングと称する。
　第二のデスケーリングにおいては、鋼片に噴射される水の面圧を２．０～５．０ＭＰａの範囲内とする。面圧が高すぎる場合、鋼片の温度が過剰に低下する。これにより、鉄系炭化物にＣｒが濃化する時間が不足し、鉄系炭化物中のＣｒ濃度が不足する。一方、面圧が低すぎる場合も、目的とする鉄系炭化物を得ることができない。
　なお、第二のデスケーリングにおける面圧及び噴射時間を適切であっても、粗圧延の条件が不適切であった場合、鉄系炭化物に悪影響を与える酸化物層が十分に除去されない。
（Ｓ４　仕上圧延）
　第二のデスケーリングの後で、鋼片は仕上圧延される。仕上圧延における圧下率及び仕上圧延温度は特に限定されず、鋼片の化学成分、及び棒鋼の形状に応じて適宜設定することができる。仕上圧延により、所定の形状を有する棒鋼が得られる。例えば、仕上圧延の終了温度を８５０～１０００℃の範囲内としてもよい。
（Ｓ５　冷却）
　仕上圧延の後で、棒鋼は冷却される。ここで、仕上圧延終了温度から５００℃までの範囲の平均冷却速度を１．０℃／秒以下とする。仕上圧延終了温度から５００℃までの範囲の平均冷却速度とは、仕上圧延終了温度と５００℃との差を、棒鋼の表面温度が仕上圧延終了温度から５００℃まで低下するのに要した時間で割った値である。
　仕上圧延終了温度から５００℃までの温度範囲では、棒鋼の表面に鉄系酸化物層が形成される。この温度範囲において、１．０℃／秒以下の平均冷却速度で棒鋼を徐冷することにより、棒鋼の母相に含まれるＣｒが鉄系酸化物層に移行し、鉄系酸化物層のＣｒ／Ｓｉ質量濃度比が高められる。
　実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に説明する。ただし、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例に過ぎない。本発明は、この一条件例に限定されない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限り、種々の条件を採用し得る。
　表１Ａ及び表１Ｂに示される化学成分を有する鋼片を準備した。これらの鋼片に、以下のパターン１～５のいずれかの製造方法を適用して、棒鋼を製造した。
（パターン１）
　鋼片に、第一のデスケーリング、粗圧延、第二のデスケーリング、仕上圧延、及び冷却をした。粗圧延温度を１０２０℃とし、仕上圧延温度を９８０℃とした。粗圧延においては、圧下率１０％以上～３０％以下の圧延を５パス以上行った。仕上圧延後に、仕上圧延終了温度から５００℃までの範囲の平均冷却速度を１．０℃／秒以下とした。
（パターン２）
　鋼片に、第一のデスケーリング、粗圧延、第二のデスケーリング、仕上圧延、及び冷却をした。粗圧延温度を１０８０℃とし、仕上圧延温度を８７０℃とした。粗圧延においては、１パスあたり圧下率を５％とした。その代わり、パス数をパターン１よりも増大させて、２０％とした。仕上圧延後に、仕上圧延終了温度から５００℃までの範囲の平均冷却速度を１．０℃／秒以下とした。
（パターン３）
　鋼片に、第一のデスケーリング、粗圧延、第二のデスケーリング、仕上圧延、及び冷却をした。粗圧延温度を１０２０℃とし、仕上圧延温度を１０００℃とした。粗圧延においては、１パスあたり圧下率を３０～４０％とした。その代わり、パス数をパターン１よりも減らし、３とした。仕上圧延後に、仕上圧延終了温度から５００℃までの範囲の平均冷却速度を１．０℃／秒以下とした。
（パターン４）
　鋼片に、第一のデスケーリング、粗圧延、仕上圧延、及び冷却をした。粗圧延温度を１０２０℃とし、仕上圧延温度を１０００℃とした。粗圧延においては、１パスあたり圧下率を２０％とし、パス数を５回とした。一方、粗圧延後の第二のデスケーリングは省略された。仕上圧延後に、仕上圧延終了温度から５００℃までの範囲の平均冷却速度を１．０℃／秒以下とした。
（パターン５）
　鋼片に、第一のデスケーリング、粗圧延、第二のデスケーリング、仕上圧延、及び冷却をした。粗圧延温度を１０２０℃とし、仕上圧延温度を９８０℃とした。粗圧延においては、圧下率１０％以上の圧延を５パス以上行った。しかし、仕上圧延後に、仕上圧延終了温度から５００℃までの範囲の平均冷却速度を１０℃／秒以上とした。
（パターン６）
　鋼片に、第一のデスケーリングを実施せず、粗圧延、第二のデスケーリング、仕上圧延、及び冷却をした。粗圧延温度を１０２０℃とし、仕上圧延温度を９８０℃とした。粗圧延においては、圧下率１０％以上の圧延を５パス以上行った。仕上圧延後に、仕上圧延終了温度から５００℃までの範囲の平均冷却速度を１．０℃／秒以下とした。
（パターン７）
　鋼片に、第一のデスケーリング、粗圧延を実施し、第二のデスケーリングを行わずに、仕上圧延、及び冷却をした。粗圧延温度を１０２０℃とし、仕上圧延温度を９８０℃とした。粗圧延においては、圧下率１０％以上の圧延を５パス以上行った。仕上圧延後に、仕上圧延終了温度から５００℃までの範囲の平均冷却速度を１．０℃／秒以下とした。
　上述の手順により得られた棒鋼の鉄系酸化物層のＣｒ／Ｓｉ質量濃度比を、上述した手順で特定し、表２に記載した。なお、鉄系酸化物層が形成されていないか、または鉄系酸化物層が非常に薄いために鉄系酸化物層のＣｒ／Ｓｉ質量濃度比を測定できない場合は、表２には記号「－」を記載した。
　また、参考のために、Ｃｒ／Ｓｉ質量濃度比が０．１０以上であった棒鋼の鉄系酸化物層の厚さを測定した。Ｃｒ／Ｓｉ質量濃度比を測定するための線分析において、母相のＳｉ濃度の２倍以上のＳｉ濃度が検出された領域を鉄系酸化物層と推定し、当該領域の厚さを測定した。Ｃｒ／Ｓｉ質量濃度比が０．１０以上であった棒鋼において、当該領域の厚さは、概ね０．４μｍ～５．０μｍの範囲内であった。
　また、上述の手順により得られた棒鋼の耐錆性を評価した。耐錆性評価のための試験は、ＪＩＳ　Ｋ　２２４６：２０１８に記載の湿潤試験とした。湿潤試験の条件は以下の通りとした。
・試験温度：５０℃
・相対湿度：９５％
・試験時間：２４０時間
・試験片形状：直径２０～８０ｍｍ、長さ５０ｍｍの円柱状
　耐錆性の合否は、試験片の表面の発錆状況に基づいて判断した。錆面積率が１０％以下の試料は、耐錆性に優れると判断し、表２において「ＧＯＯＤ」と評価した。耐錆性の評価結果を、表２に記載した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　鋳片の化学成分、及び製造条件が適切であった発明例１～１４は、耐食性に優れた。これら発明例の鉄系酸化物層では、Ｃｒ／Ｓｉ質量濃度比が高められていた。
　比較例１５では、鋳片のＣｒが不足していた。これにより、比較例１５では、仕上圧延後の冷却の期間において、鉄系酸化物層にＣｒが十分に供給されなかったと推定される。比較例１５では、鉄系酸化物層のＣｒ／Ｓｉ質量濃度比が不足した。そして、比較例１５では耐食性が確保できなかった。
　比較例１６では、鋳片のＳｉが不足していた。そのため、比較例１６では、鉄系酸化物層が形成されなかった。そのため、比較例１６では耐食性が確保できなかった。
　比較例１７は、鋳片の化学成分が適正であった一方で、粗圧延における圧下率が不足した。これにより、比較例１７では、仕上圧延前に酸化物相が緻密になり、第二のデスケーリングによってこれらが完全に除去されなかったと推定される。比較例１７では、鉄系酸化物層が適切に母相表面に生成しなかった。そして、比較例１７では耐食性が確保できなかった。
　比較例１８は、鋳片の化学成分が適正であった一方で、粗圧延における圧下率が過剰であった。これにより、比較例１８では、仕上圧延前に酸化物相が母相に食い込み、第二のデスケーリングによってこれらが完全に除去されなかったと推定される。比較例１８では、母相に多量のスケールが巻き込まれ、鉄系酸化物層が適切に母相表面に生成しなかった。そして、比較例１８では耐食性が確保できなかった。
　比較例１９は、鋳片の化学成分が適正であった一方で、第二のデスケーリングが行われなかった。これにより、比較例１９では、仕上圧延前の鋳片の表面に多量のスケールが付着していた。比較例１９では、鉄系酸化物層が適切に母相表面に生成しなかった。そして、比較例１９では耐食性が確保できなかった。
　比較例２０は、鋳片の化学成分が適正であった一方で、仕上圧延前の冷却速度が過剰であった。これにより、比較例２０では、鉄系酸化物層にＣｒが十分に供給される前に鉄系酸化物層の形成反応（即ち、棒鋼の表面の酸化）が終了したと推定される。比較例２０では、鉄系酸化物層のＣｒ／Ｓｉ質量濃度比が不足した。そして、比較例２０では耐食性が確保できなかった。
　比較例２１は、鋳片の化学成分が適正であった一方で、加熱後の第一デスケーリングを実施しなかった。これにより、比較例２１では、加熱時に生成するスケールが取り切れずその後の圧延後の冷却で狙った鉄系酸化物層が形成できなかった。そして、比較例２１では耐食性が確保できなかった 。
　比較例２２は、鋳片の化学成分が適正であった一方で、仕上げ圧延前の第二デスケーリングを実施しなかった。これにより、比較例２２では、圧延時に生成するスケールが取り切れずその後の圧延後の冷却で狙った鉄系酸化物層が形成できなかった。そして、比較例２２では耐食性が確保できなかった。
１　　棒鋼
１１　母相
１２　鉄系酸化物層
１３　スケール層
３　　線分析の起点
４　　線分析領域
５　　断面観察用樹脂

Claims (6)

  1. 　母相と、
    　前記母相の表面を覆う、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｆｅ、及びＯを含む層と、
    を備え、
    　前記母相が、単位質量％で、
    　Ｃ　：０．１０～０．３０％、
    　Ｓｉ：０．５１～２．４０％、
    　Ｍｎ：０．５０～１．５０％、
    　Ｐ　：０．０５０％以下、
    　Ｓ　：０．０５０％以下、
    　Ｃｒ：０．０５～２．００％、
    　Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
    　Ｎ　：０．００３～０．０３０％、及び
    　Ｏ　：０．００５０％以下
    を含有し、残部が鉄及び不純物からなり、
    　前記層のＣｒ／Ｓｉ質量濃度比が０．１０以上である
    棒鋼。
  2. 　前記母相が、さらに、単位質量％で、
    　Ｍｏ：０．５０％以下、
    　Ｃｕ：０．５０％以下、
    　Ｎｉ：０．５０％以下、
    　Ｗ　：０．５００％以下、
    　Ｖ　：０．５０％以下、
    　Ｂｉ：０．１０％以下、
    　Ｃｏ：０．５００％以下、
    　Ｎｂ：０．１０％以下、
    　Ｔｉ：０．２０％以下、
    　Ｃａ：０．００１５％以下、
    　Ｐｂ：０．０９％以下、
    　Ｓｎ：０．１０％以下、及び
    　Ｂ　：０．００７％以下、
    のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の棒鋼。
  3. 　前記母相が、単位質量％で、
    　Ｂｉ：０．１０％以下、
    　Ｐｂ：０．０９％以下、
    　Ｓｎ：０．１０％以下、及び
    　Ｃａ：０．００１５％以下
    のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項２に記載の棒鋼。
  4. 　前記母相が、単位質量％で、
    　Ｍｏ：０．５０％以下、
    　Ｗ　：０．５００％以下、
    　Ｂ　：０．００７％以下、
    　Ｃｕ：０．５０％以下、
    　Ｎｉ：０．５０％以下、及び
    　Ｃｏ：０．５００％以下、
    のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項２に記載の棒鋼。
  5. 　前記母相が、単位質量％で、
    　Ｔｉ：０．２０％以下、
    　Ｎｂ：０．１０％以下、及び
    　Ｖ　：０．５０％以下、
    のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項２に記載の棒鋼。
  6. 　前記層を覆うスケール層をさらに備えることを特徴とする請求項１～５のいずれか一項に記載の棒鋼。
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