(57)【要約】      （修正有）【課題】耐摩耗、耐肌荒れ、耐熱亀裂、ならびに耐スリップの各特性に優れた熱間圧延粗スタンド用ワークロールを提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．９０〜１．４０％、Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｎｉ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：９．０〜１６．０％、Ｍｏ：１．００〜３．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．０３０％、を含有しＶ：０．０５〜０．５０％、Ｔｉ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．０２〜０．２０％、のうち少なくとも１種を含有し、かつ、下記（１）式、（２）式、および（３）式を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる外殻層と、軸芯材が、中間層を介して溶着一体化してなる熱間圧延粗圧延スタンド用ワークロール。８≦Ｃｒ／Ｃ≦１４…（１）３．０≦１２．３Ｃ＋０．５５Ｃｒ−１５．２≦７．０…（２）２６．０≦１５．５Ｃ＋Ｃｒ…（３）ここで、Ｃｒ、Ｃは、各元素の含有量（質量％）である。【選択図】図１
2020063485.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．９０〜１．４０％、Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｎｉ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：９．０〜１６．０％、Ｍｏ：１．００〜３．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．０３０％、を含有するとともに、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｔｉ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．０２〜０．２０％、のうち少なくとも１種を含有し、
かつ、下記（１）式、（２）式、および（３）式を満足し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる溶湯組成を有する鋳鋼からなる外殻層と、
該外殻層の内側に鋳造されたダクタイル鋳鉄からなる軸芯材が、
中間層を介して一体化している熱間圧延粗圧延スタンド用ワークロール。
８≦Ｃｒ／Ｃ≦１４…（１）
３．０≦１２．３Ｃ＋０．５５Ｃｒ−１５．２≦７．０…（２）
２６．０≦１５．５Ｃ＋Ｃｒ…（３）
ここで、Ｃｒ、Ｃは、各元素の含有量（質量％）である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐摩耗性、耐肌荒れ性、耐熱亀裂性、耐スリップ性等に優れた、ホットストリップミル等における鋼材の熱間圧延に使用される粗圧延用ワークロールに関するものである。
【背景技術】
【０００２】
ホットストリップミル等の熱間圧延機は、厚み２００〜３００ｍｍのスラブを３０ｍｍ程度まで減厚して粗バーとする粗圧延スタンドと、粗バーを２〜５ｍｍ程度まで減厚してホットコイルとする仕上圧延スタンドで構成される。圧延に使用されるワークロールのうち、特に熱的・機械的負荷の大きい粗圧延スタンドで使用されるワークロールは、圧延荷重に抗し得る強靱性と共に、耐摩耗、耐肌荒れ、耐熱亀裂等の各特性を具備するものであることが要求される。
【０００３】
過去には、アダマイト鋳鉄、ニッケルグレン鋳鉄等が代表的なロール材料として使用されてきたが、上記諸特性の全てを満足し得るものではなかった。その後、高Ｃ・高Ｃｒ鋳鉄ロールが開発され、粗圧延スタンドや仕上前段スタンドに適用されるようになった。高Ｃ・高Ｃｒ鋳鉄ロールは、２．５〜３．０％Ｃ、１５〜２０％Ｃｒを含有し、マルテンサイト基地中に硬質のＭ７  Ｃ３  型のＣｒ系炭化物を多量に分散させた組織を形成した材料を外層に適用することにより優れた耐摩耗性を有する。しかし、高Ｃ・高Ｃｒ鋳鉄ロールにおいても、耐肌荒れ性、耐熱亀裂・欠け落ち性は充分なものといえず、特に、被圧延材とのスリップを生じ易いという問題があった。
【０００４】
こうした問題に対し、外層である高Ｃ・高Ｃｒ鋳鉄のＣ濃度を低減し、低Ｃ・高Ｃｒ鋳鉄、あるいは高Ｃｒ鋳鋼として適用することで課題の解決を試みた技術が開示されている。
【０００５】
特許文献１、および特許文献２には、外殻層を重量比でＣ０．８〜２．０％、Ｓｉ０．３〜１．５％、Ｍｎ０．５〜１．５％、Ｐ０．１％以下、Ｓ０．０５％以下、Ｎｉ０．５〜２．０％、Ｃｒ８〜１８％、Ｍｏ０．５〜５．０％、残部実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなる鋳鋼材料によって形成するとともに、外殻層の基地組織の製品外層殻の表面から深さ５０ｍｍの範囲において、３０μｍを超える基地組織の平均径を１００μｍ以下とし、かつ表面から深さ５０ｍｍの位置の基地組織の平均径を、表面の基地組織の平均径の１．２倍以内とした圧延用ロールが開示されている。この技術は、外殻層を形成する溶湯の供給温度および積層速度を適切な範囲で制御することで、鋳造組織の粗大化や偏析等に起因した耐摩耗性や耐肌荒れ性の低下を防止するもので、注湯速度の制御や溶湯の保熱を可能とする設備を備えた工場でのみ適用可能な技術である。
【０００６】
特許文献３には、外殻層が質量％で、Ｃ：０．８〜１．２％、Ｓｉ：０．５〜１．５％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｃｒ：３．０〜１２．０％、Ｍｏ：１．０〜３．０％、Ｖ：０．５％以上、２．０％未満、Ｎｉ：０．５〜２．０％、残部実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなる鋳鋼からなり、外殻層の組織に占める炭化物量（面積率）を８％以下とした熱間圧延用ワークロールが開示されている。この技術は、高Ｃ−高Ｃｒ鋳鉄に比べ、Ｃ量、およびＣｒ量を低減するとともに、一定量のＶを含有する組成に調整することで、組織を微細化するとともに、炭化物の生成量を抑制するものである。これにより、ロールの実機使用過程において被圧延材とのスリップを回避するに必要な適度な表面粗度を付与すると同時に、耐熱亀裂性、耐欠け落ち性に優れた特性が得られるとされている。しかしながら、この成分系は、低Ｃ、かつ初晶として高融点のＶＣ炭化物が晶出するため溶湯の流動性が悪く、ザク巣と呼ばれるポロシティ欠陥や、異物噛み込み等の内部品質欠陥を生じやすいという問題がある。
【０００７】
特許文献４には、成分組成が質量％でＣ：１．０〜２．０％、Ｓｉ：０．２〜１．５％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｎｉ：０．３〜２．０％、Ｃｒ：５〜２０％、Ｍｏ：０．５〜５．０％、残部実質的にＦｅであり、組織中の炭化物量を体積比で５〜１５％、硬さをＨＳ７０〜９０としたことを特徴とする熱間薄板圧延用ロール材が、また、特許文献５には、特許文献４記載の成分に加え、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの１種もしくは２種以上が、質量％で１．０〜３．０％含有された熱間薄板圧延用ロール材が、それぞれ開示されている。文献によると、これら技術の適用先は、熱間薄板圧延機の仕上スタンド中段から後段と記載されているため、粗スタンドに適用した場合の効果は不明であるが、既定された組成範囲は、高Ｃ量、および高Ｃｒ量の組成を含んでおり、高Ｃ・高Ｃｒ鋳鉄ロールと同様の課題、特に粗スタンドで特有に要求される耐スリップ性に課題が残るものと考えられる。
【０００８】
そこで本発明は、耐摩耗、耐肌荒れ、耐熱亀裂、ならびに耐スリップの各特性に優れ、
然も、特別な設備を使用せずに製造できる内部品質の良好な熱間圧延粗スタンド用ワークロールを提供することを目的とする。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開平５−２４７５９１号公報
【特許文献２】特開平６−２５７９４号公報
【特許文献３】特開平７−１２６７９５号公報
【特許文献４】特開平４−１３６１３７号公報
【特許文献５】特開平５−２７１８５５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
そこで本発明は、耐摩耗、耐肌荒れ、耐熱亀裂、ならびに耐スリップの各特性に優れ、
然も、特別な設備を使用せずに製造できる内部品質の良好な熱間圧延粗スタンド用ワークロールを提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
〔１〕質量％で、Ｃ：０．９０〜１．４０％、Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｎｉ：０．５〜２．０％、Ｃｒ：９．０〜１６．０％、Ｍｏ：１．００〜３．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．０３０％、を含有するとともに、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｔｉ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．０２〜０．２０％、のうち少なくとも１種を含有し、
かつ、下記（１）式、（２）式、および（３）式を満足し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる溶湯組成を有する鋳鋼からなる外殻層と、
該外殻層の内側に鋳造されたダクタイル鋳鉄からなる軸芯材が、
中間層を介して一体化している熱間圧延粗圧延スタンド用ワークロール。
８≦Ｃｒ／Ｃ≦１４…（１）
３．０≦１２．３Ｃ＋０．５５Ｃｒ−１５．２≦７．０…（２）
２６．０≦１５．５Ｃ＋Ｃｒ…（３）
ここで、Ｃｒ、Ｃは、各元素の含有量（質量％）である。
【発明の効果】
【００１２】
本発明により、耐摩耗、耐肌荒れ、耐熱亀裂、ならびに耐スリップの各特性に優れ、
然も、特別な設備を使用せずに製造できる内部品質の良好な熱間圧延粗スタンド用ワークロールを提供することが可能となった。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】図１は炭化物面積率とＫ値（Ｋ＝１２．３×Ｃ＋０．５５×Ｃｒ−１５．２）の関係を示す図である。
【図２】図２はデンドライト２次アーム間隔とＬ値（Ｌ＝１５．５×Ｃ＋Ｃｒ）の関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下、本発明の熱間圧延粗圧延スタンド用ワークロールの外殻層成分について、元素ごとに組成範囲の限定理由を説明する。尚、以下、「％」は「質量％」を示す。
Ｃ：０．９０〜１．４０％
Ｃは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ等と結合して炭化物を形成し、耐摩耗性の向上に寄与する。０．９０％に満たないと、炭化物量が不足し、耐摩耗性を充分に高めることができない。一方、１．４０％を超えると、炭化物量が過剰になり、耐熱亀裂性が損なわれる。より好適な範囲は１．００〜１．３０％である。
Ｓｉ：０．５〜１．５％
Ｓｉは、溶湯の脱酸剤として添加される。その量が０．５０％に満たないと、脱酸効果が不足し、鋳造欠陥を生じやすい。他方１．５％を超えると、脆化を招き、耐熱亀裂性が低下する。
Ｍｎ：０．５〜１．５０％
Ｍｎは、溶湯の脱酸剤として、また不純分であるＳをＭｎＳとして固定無害化する元素として、少なくとも０．５％を必要とする。しかし、１．５０％を超えると、残留オーステナイトが生じ易くなり、硬さの低下や耐摩耗性の不足を招く。
Ｎｉ：０．５〜２．０％
Ｎｉは基地中に固溶して焼入れ性を高める効果を有する。０．５％に満たないと、その効果が得られず、他方２．０％を超えると、残留オーステナイトを生じ易く、硬度の不足をきたす原因となる。より好適な範囲は０．７〜１．５％である。
Ｃｒ：９．０〜１６．０％
Ｃｒは、基地中に固溶して基地を強化し、一部はＣｒ系炭化物を形成して耐摩耗性の向上に寄与する。本発明の用途において必要な効果を得るためには、少なくとも９．０％を必要とする。添加増量により効果を増すが、１６．０％を超えると、Ｃｒ系炭化物の生成量が不必要に増加するため、耐熱亀裂性の低下とそれに伴う耐肌荒れ性の低下や、耐スリップ性の低下等の不具合を招く。より好適な範囲は９．５〜１４．０％である。
Ｍｏ：１．００〜３．００％
Ｍｏは、基地中に固溶して焼入れ性を向上させ、かつ高温特性の改善効果を有する。また、その一部はＭｏ系炭化物を形成して耐摩耗性の向上に寄与する。これらの効果を充分なものとするには、少なくとも１．００％を必要とする。添加量の増加に伴い上記効果が増加するが、過度に増量すると、炭化物量が過剰となり、上記特性の改善効果が損なわれる。このため、３．００％以下とする。より好適な範囲は１．２〜２．４％である。
Ａｌ：０．０１０〜０．０３０％
Ａｌは、溶湯の脱酸剤として添加される。その量が０．０１０％に満たないと、脱酸効果が不足し、鋳造欠陥を生じやすい。また本発明では、Ｃ量とＣｒ量を好適な成分範囲内に精度良くに制御することが求められるが、Ａｌの添加による脱酸効果で、成分調整が容易になる。他方０．０３０％を超えると、脱酸効果は飽和するため、この量を超えて添加する必要はない。
Ｖ：０．０５％〜０．５０％、Ｔｉ：０．０５％〜０．５０％、Ｎｂ：０．０２％〜０．２０％のうち少なくとも１種を含有する。
Ｖは、Ｃと結合して高硬度のＭＣ型炭化物を形成することにより、耐摩耗性の向上に寄与する元素である。また、ＭＣ型炭化物は、Ｍ７Ｃ３  型炭化物に比べて微細に晶析出するため、この炭化物の生成により初晶オーステナイトのデンドライト成長が抑制され、オーステナイト結晶粒が微細化されると同時に、粒界に生成するＭ７Ｃ３  型のＣｒ系炭化物の粗大化も抑制される。この組織の微細・均一化により、耐肌荒れ性、耐熱亀裂性の改善や欠け落ちの抑制等の特性が改善される。また後述するように、この組織の微細化効果は、ロール内面側における微細引け巣等の鋳造欠陥の発生防止にも寄与する。上記の効果を充分なものとするには、少なくとも０．０５％を必要とする。添加増量により効果の増加をみるが、過度に増量すると、遠心鋳造工程において、遠心力による該炭化物の比重分離が生じ、上記効果が損なわれる。このため、０．５０％以下とする。より好適な範囲は０．０５〜０．４０％である。
Ｔｉは、Ｃと結合して高硬度のＭＣ型炭化物の晶出核を形成することにより、微細な粒状ＭＣ型炭化物の分散晶出を促進し、耐摩耗性の向上に寄与する元素である。また、ＭＣ型炭化物は、Ｍ７Ｃ３  型炭化物に比べて微細に晶析出するため、この炭化物の生成により初晶オーステナイトのデンドライト成長が抑制され、オーステナイト結晶粒が微細化されると同時に、粒界に生成するＭ７Ｃ３  型のＣｒ系炭化物の粗大化も抑制される。この組織の微細・均一化により、耐肌荒れ性、耐熱亀裂性の改善や欠け落ちの抑制等の特性が改善される。また後述するように、この組織の微細化効果は、ロール内面側における微細引け巣等の鋳造欠陥の発生防止にも寄与する。上記の効果を充分なものとするには、少なくとも０．０５％を必要とする。添加増量により効果の増加をみるが、過度に増量すると、ＭＣ型炭化物を粗大化させ、遠心鋳造工程において、遠心力による該炭化物の比重分離に伴う炭化物偏析が生じ、上記効果が損なわれる。このため、０．５０％未満とする。より好適な範囲は０．０５〜０．２０％である。
Ｎｂは、ＭＣ型炭化物に固溶してＭＣ型炭化物を強化し、ＭＣ型炭化物の破壊抵抗を増加させる作用を有し、耐摩耗性を向上させる。また、適量のＮｂの添加は、遠心鋳造における遠心力によるＭＣ型炭化物の比重分離に伴う炭化物偏析を抑制する効果も有する。こうした作用により、強化された粒状ＭＣ型炭化物が分散晶出することで、耐摩耗性の向上に寄与する。また、ＭＣ型炭化物の分散晶出により、初晶オーステナイトのデンドライト成長が抑制され、オーステナイト結晶粒が微細化されると同時に、粒界に生成するＭ７Ｃ３  型のＣｒ系炭化物の粗大化も抑制される。この組織の微細・均一化により、耐肌荒れ性、耐熱亀裂性の改善や欠け落ちの抑制等の特性が改善される。また後述するように、この組織の微細化効果は、ロール内面側における微細引け巣等の鋳造欠陥の発生防止にも寄与する。上記の効果を充分なものとするには、少なくとも０．０２％を必要とする。添加増量により効果の増加をみるが、過度に増量するとＭＣ型炭化物を粗大化させ、上記効果が損なわれる。このため、０．２０％未満とする。より好適な範囲は０．０５〜０．２０％である。
上記のとおり、本発明の熱間圧延粗圧延スタンド用ワークロールの外殻層をなす鋳鋼は、高Ｃ−高Ｃｒ鋳鉄に比べ、Ｃ量が少なく、少量のＶを含有する組成に調整されている。
上記元素ごとの組成範囲の限定に加え、主要な炭化物形成元素であるＣｒ量をＣ量との関係で特定の範囲に規定する。以下にその技術思想を記す。
８≦Ｃｒ／Ｃ≦１４
まず、具備すべき特性のうち、耐摩耗性については、高Ｃ−高Ｃｒ鋳鉄と同様、ＣｒとＣの結合により形成されるＭ７Ｃ３  型炭化物〔（Ｆｅ，Ｃｒ）７  Ｃ３  〕を必要十分な量だけ晶出させることにより満足させる。晶出炭化物をＭ７Ｃ３  型に制御するためには、Ｃ量に対するＣｒ量の比、Ｃｒ／Ｃを特定の範囲内に収めることが有効であり、本発明では、Ｃｒ／Ｃを８以上１４以下とすることで達成される。
３．０≦１２．３Ｃ＋０．５５Ｃｒ−１５．２≦７．０
Ｍ７Ｃ３  型炭化物の量は、少なすぎると耐摩耗性が低下し、多すぎると耐スリップ性が低下する。Ｃｒ／Ｃを一定の範囲内とすると、Ｃ量とＣｒ量を増加、あるいは減少させれば、Ｍ７Ｃ３炭化物の晶出量はそれぞれ、増加、あるいは減少する。本発明者らの研究によれば、Ｍ７Ｃ３炭化物の晶出量と成分組成の関係は、下式で求められるＫ値で整理できることがわかった。
【００１５】
Ｋ＝１２．３×Ｃ＋０．５５×Ｃｒ−１５．２
図１にＫ値と炭化物面積率の関係、および評価に用いた光学顕微鏡写真の例を示す。ここで炭化物面積率は、以下のようにして算出した。対象材料の観察用試料を研磨後、硝酸アルコール溶液でエッチングし、光学顕微鏡写真を撮影した。得られた写真より、画像解析によって基地部と炭化物部を２値化分離し、炭化物部の面積を求めた。写真の黒い部分はマトリックス、白い部分は炭化物である。図１より、算出したＫ値に対して直線的に増加する関係にあることがわかる。本発明者らは、後述する実施例に記載した実験を通じＫ値が３〜７に対応する範囲に炭化物量を制御すれば、耐摩耗性と耐スリップ性が両立できることを知見した従って、本発明においては、Ｋ値が３〜７の範囲内となるようＣ量、およびＣｒ量を調整する。
２６．０≦１５．５Ｃ＋Ｃｒ
ところで、本発明に関わる熱間圧延粗圧延スタンド用ワークロールの外殻層は、遠心鋳造法により製造することを想定しているが、一般にこの方法で製造された外殻層の凝固組織は、外表面側は比較的微細な組織となっているが、内面側に至るにつれて次第に粗大化する。これは、外表面側は鋳型（金型）に直接接触して抜熱されるため急冷されるものの、内面側は既に形成された凝固殻を介して金型へ抜熱されるので、冷却速度が小さくなるためである。一方、高Ｃ−高Ｃｒ鋳鉄ロールにおける熱亀裂や欠け落ちの発生は、凝固組織が不均一で粗大となった部位で生じやすいことが知られている。一般的な組成の高Ｃｒ鋳鉄、高Ｃｒ鋳鋼の凝固過程は、まず初晶としてオーステナイトがデンドライト状に晶出し、さらに温度が低下すると、残液相からオーステナイトとＭ７Ｃ３炭化物が同時に晶出する、いわゆる共晶凝固を生じて凝固が完了する。このような凝固パスを経るため、得られる凝固組織は、デンドライト状初晶の間隙を菊花弁状のＭ７Ｃ３炭化物を包含した共晶コロニーが埋める、といった形態となる。ここでデンドライト状初晶が粗大になると、液相中の初晶の充填度が粗となり、その間隙で生じる共晶凝固相も粗大なものとなる。さらに、初晶間隙の共晶凝固相は、ミクロ組織レベルでは最終凝固部となるので、この部位に凝固収縮に伴う微細な引け巣が発生する場合もある。従って、冷却速度が低下する内面側においても凝固組織の粗大化、および微細引け巣等の鋳造欠陥の発生を防止するためには、初晶のデンドライト成長を抑制する必要がある。本発明者らは、各種成分組成の高Ｃｒ鋳鉄、および高Ｃｒ鋳鋼材料を、同一冷却条件で凝固させ、得られた鋳塊の凝固組織を光学顕微鏡で観察した。観察に当たっては、デンドライト状初晶の粗大化の程度を示す指標にデンドライト２次アーム間隔をとり、その長さを測定した。その結果、初晶オーステナイトのデンドライト２次アーム間隔は、下式で示されるＬ値で整理できることがわかった。
【００１６】
Ｌ＝１５．５×Ｃ＋Ｃｒ
図２にデンドライト２次アーム間隔とＬ値の関係を示す。デンドライト２次アーム間隔はＬ値の減少に対して単調に増加するが、Ｌが２６未満になるとその勾配の絶対値が大きくなり、デンドライト２次アーム間隔の増大、すなわち初晶デンドライトの粗大化が急激に進行することがうかがえる。従って、本発明においては、Ｌ値が２６以上となるようＣ量、およびＣｒ量を調整する。
【００１７】
軸芯材には、鋳造性と加工性に優れた高強度材料を適用することが望ましい。本発明では実用性を考慮して、ダクタイル鋳鉄を適用するものとする。ダクタイル鋳鉄は、鋳鉄溶湯にＭｇ等の添加を行なって、黒鉛の球状化処理を施した鋳鉄で、ねずみ鋳鉄などと呼ばれる球状化処理を施していない鋳鉄に比較して、靱性に富み、優れた機械的性質を有する。一方、ロールの外層と軸材を直接溶着一体化させると、軸材に外層の合金成分が多量に混入し、軸材が脆化する。このような外層成分の軸材への混入を抑制するため、外層と軸材の間に中間層を設ける必要がある。中間層の成分は厳密に規定する必要はないが、軸材の脆化をもたらす合金成分であるＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ等の含有量はできるだけ低く抑えることが望ましい。また、鋳造性を確保するため、中間層用の溶湯は、Ｃを０．５％以上、Ｓｉを０．５％以上含有することが望ましい。
【実施例】
【００１８】
〔１〕試験片による評価
ロール外殻層に相当する第１表に示す１６種類の化学組成の溶湯を各々遠心鋳造し、肉厚１００ｍｍのスリーブ状試料を作製した。この試料を１０５０℃で焼入れ、５５０℃で焼戻し処理を行なった後、摩耗試験片を切り出した。摩耗試験は、相手材（Ｓ４５Ｃ）と試験片の２円盤のすべり摩耗方式で、相手材を８００℃に加熱し、試験片の摩耗面が４２０℃となるよう水冷しながら８００ｒｐｍで回転させ、試験片と相手片のすべり率を１０％として、荷重７０ｋｇｆで４５分間圧接した。この試験を、相手材を変えて３回行った後の試験片の摩耗量を測定した。また、この間の試験片に作用するトルクを計測し、この値から見かけの摩擦係数を算出した。
【００１９】
結果を表１に示す。ロール外層材１、ロール外層材２、ロール外層材３、およびロール外層材４は本発明の成分範囲を満たす例であり、以下に示す比較例よりも、摩耗量が少なく、見かけの摩擦係数が大きいという結果を得、本発明に対し好適な材料特性を有した。
比較例のうち、ロール外層材５、ロール外層材７、およびロール外層材９の３種類は、摩耗量が多かった。耐摩耗性は炭化物の量に大きく依存するが、これらの外層材では炭素、または炭化物形成元素であるＣｒやＭｏの含有量が少なかったため、炭化物量が不十分となり必要な耐摩耗性を得るには至らなかった。
他の比較例の、ロール外層材６、ロール外層材８、およびロール外層材１０は、見かけの摩擦係数が小さく、実際の圧延に供した場合にはスリップの発生が懸念された。これらの外層材では炭素、または炭化物形成元素であるＣｒやＭｏの含有量が過剰であったため、炭化物量が多くなり、圧延使用時に適度な表面粗度が得られないと考えられる。ロール外層材１１、ロール外層材１３、およびロール外層材１５は、本発明の成分範囲に対して、それぞれＶ、Ｔｉ、Ｎｂが少ない場合の比較例であるが、ロール外層材５、ロール外層材７、およびロール外層材９よりは摩耗量が減少し、また、ロール外層材６、ロール外層材８、およびロール外層材１０よりは見かけの摩擦係数が増加したものの、充分なレベルには至らなかった。これらの外層材では、Ｖ、Ｔｉ、およびＮｂといったＭＣ炭化物形成元素が添加されてはいるが、その量が効果を発現するには不十分であった。ロール外層材１２、ロール外層材１４、およびロール外層材１６は、本発明の成分範囲に対して、それぞれＶ、Ｔｉ、Ｎｂが過剰な場合の比較例であり、摩耗量および見かけの摩擦係数とも比較的良好な値を得た。しかし、本発明例のロール外層材１、ロール外層材２、ロール外層材３、およびロール外層材４を凌駕するには至らなかった。この結果は、Ｖ、Ｔｉ、およびＮｂといったＭＣ炭化物形成元素は過剰に添加しても遠心鋳造中の遠心分離作用により内部に残存するＭＣ炭化物量は一定量以上には増加しないことによる。さらに、内部に残存したＭＣ炭化物も凝集・粗大化した状態で凝固するものが増加し、その部分を起点とした試験片の欠けが発生して試験後試験片の重量減少が大きくなり、みかけ摩耗量が増加する。このように、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂは過剰に添加しても、工業的な観点から費用対効果が見合わない。
【００２０】
【表１】
2020063485.tif 000003
【００２１】
〔２〕供試ロールによる評価
（１）供試ロールの製造
表２に示す組成の溶湯を溶製し、外殻層、中間層の順で遠心鋳造してスリーブ状の鋳造体を形成した。凝固後、鋳型回転を停止し、鋳型を直立させて、軸芯材となる溶湯を静止鋳造した。凝固・冷却後、型バラシを行ない、鋳放しロールを取り出した。鋳放しロールを粗加工（胴部表面を径方向に４ｍｍ研削等）後、自動超音波探傷器により内質の中間検査を行なった（検査方法および結果は後述）。中間検査結果が合格基準内にあることを確認後、ロールに熱処理を施し、仕上げ機械加工を加えて供試ロールセットＡ（発明例１）、ロールセットＢ（発明例２）、ロールセットＣ（比較例１）、ロールセットＤ（比較例２）、ロールセットＥ（比較例３）、およびロールセットＦ（比較例４）を得た。なお、ロールは２本で１セットであり、２本のロールは同一の溶湯を分湯して鋳造した。表２に記載の成分組成は、分湯前の溶湯成分である。製品ロールサイズは、胴部外径１２５０ｍｍ，胴長２０００ｍｍである。胴部表面の硬さは、いずれのロールも７６〜７８ＨＳである。
【００２２】
【表２】
2020063485.tif 000004
【００２３】
（２）内質中間検査
自動超音波探傷器による内質の中間検査条件は下記のとおりである。なお、ここで用いる用語は基本的にＪＩＳ  Ｚ  ２３００「非破壊検査用語」、およびＪＩＳ  Ｚ  ２３４４「金属材料のパルス反射法による超音波探傷試験方法通則」による。
【００２４】
測定は、ロール全体を水槽に浸漬する水浸法で行なった。探触子は垂直型、発信周波数２ＭＨｚのものを用い、探傷感度は、基準感度Ｖ５＝５０％に対し０ｄＢとした。きずエコー（以下、Ｆエコー）高さ２０％以上の信号を検出し、欠陥有無の判定、外層／中間層境界、および中間層／軸材境界位置の測定を行なう。欠陥有無の判定は、Ｆエコー高さ１００％以上の信号がなければ合格とし、次工程である熱処理を施すこととした。今回は全てのロールセット（計８本）で合格範囲であったが、内部品質のレベルをより詳細に評価するため、得られた探傷信号よりＵＴ２０と称する指標を用いて比較を行なった。ここでＵＴ２０値とは、ロール胴部の廃却径近傍径領域の全長全周に対する測定データを、θ（ロール周方向）−ｚ（ロール軸方向）面に対しＣスコープ表示し、各（θ、ｚ）座標におけるＦエコー高さ（２０％以上）の値を全て足し合わせたものとして定義した。第２表に各ロールセットのＵＴ２０値を示す。ＵＴ２０値は、本発明例２（Ｂ）＜本発明例１（Ａ）＜比較例１（Ｃ）＜比較例２（Ｄ）＜比較例４（Ｆ）、＜比較例３（Ｅ）、の順となっており、本発明例のロールは、内部欠陥が少ないものと見込まれる。特に、比較例２のロールはＬ≧２６を満たしていないため、凝固組織の粗大化に伴う微小引け巣が存在している可能性がある。
（３）実機圧延による評価
供試ロールセットＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、およびＦを、ホットストリップミルの粗圧延機用ワークロールとして、実機使用試験に供した。供試ロールセットは、まず粗圧延機の前段スタンドに投入し、外径が１１８０ｍｍとなるまで前段スタンドで使用した（約５００００トン圧延ごとに研削）。その後、後段スタンドで廃却まで使用した。
前段スタンドでの使用結果を表３に示す。平均圧延量（ロール消耗１ｍｍあたりの圧延量）は、本発明例２（Ｂ）＞本発明例１（Ａ）≒比較例１（Ｃ）≒比較例３（Ｅ）＞比較例４（Ｆ）＞比較例２（Ｄ）、の順となった。圧延使用後のロールについて熱亀裂深さを測定したところ（胴中央、周方向に４か所について、亀裂が消えるまで０．０１ｍｍずつ研削して測定）、本発明例１（Ａ）≒比較例２（Ｄ）＜発明例２（Ｂ）＜比較例４（Ｆ）＜比較例３（Ｅ）＜比較例１（Ｃ）の順で深くなった。これらの結果より、比較例２（Ｄ）は、耐摩耗性に劣るためロール消耗が早く、比較例１（Ｃ）は、材料自体の耐摩耗性は良好であるが、熱亀裂が深いためロール改削量が多くなり、圧延量が伸びないことが伺える。また、使用期間中、肌荒れの発生も認められた。これに対し、本発明例１（Ａ）、および本発明例２（Ｂ）は、耐摩耗性と耐熱亀裂性のバランスが良く、結果として満足できるレベルの圧延量を確保している。
【００２５】
【表３】
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【００２６】
この他、比較例１（Ｃ）のロールでは、前段スタンド使用中にスリップが１回発生した。本発明で規定する成分範囲よりＣ量やＣｒ量が高いため、炭化物量が過大となりスリップが発生しやすくなったと考えられる。また、比較例４（Ｆ）のロールでは、前段スタンド使用中に欠け落ちが１回発生した。本発明で規定する成分範囲よりＶ量が低いため、組織が粗大化し、欠け落ちが発生しやすくなったと考えられる。さらに、比較例３（Ｅ）、および比較例４（Ｆ）のロールでは、後段スタンドでの使用中、研削後の超音波探傷検査で欠陥が認められ、それぞれロール径１１９０ｍｍ、および１１１０ｍｍで廃却とした。これは、ロール外層内に存在した微細な引け巣欠陥を起点に、使用に伴い徐々に亀裂が進展し、探傷可能なレベルまで成長したと考えられる。
【００２７】
これらに対し、本発明例１（Ａ）、および本発明例２（Ｂ）は、スリップ等の操業トラブル、欠け落ちや欠陥検出等の品質トラブルの両者ともは発生せず、廃却径（１１００ｍｍ）までの使用を完了した。
【図１】
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【図２】
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