(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.15〜0.43mass％、
Si：0.2 〜1.0 mass％、
Mn：0.5 〜2.0 mass％、
Cr：11.5〜15.0mass％、
（Ni＋Co）：0.9 〜4.0 mass％、
Mo：0.5 〜1.0 mass％、
Nb：0.05〜0.50mass％、
Ｖ：0.10〜0.50mass％および
Ｗ：0.3 〜1.0 mass％
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、しかも鋼材の表層部（表面から25mm深さ位置まで）について、炭化物の析出で観察した旧オーステナイトの平均結晶粒径が５〜50μm で、その内部に微細なマルテンサイトラス組織を有し、かつこの微細なマルテンサイトラス組織の内部およびラス境界に微小炭化物が分散析出した組織を有する、ことを特徴とする耐熱亀裂性に優れた鋼材。
【請求項２】
請求項１において、マルテンサイトラス組織の長さが、 0.3〜10μm であることを特徴とする耐熱亀裂性に優れた鋼材。
【請求項３】
請求項１または２において、鋼材が、さらに
Cu：0.5 〜2.0 mass％
を含有する組成になることを特徴とする耐熱亀裂性に優れた鋼材。
【請求項４】
ロール基体の表面に肉盛溶接用材料として、溶接入熱：71 kJ/cm以下、一層当たりの肉盛厚み：2.5 mm以下の多層盛条件下で使用することを特徴とする請求項１，２または３記載の耐熱亀裂性に優れた鋼材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、スラブの鍛圧（プレスともいう）用ピンチロール（以下、単にロールと略記する箇所がある）やスラブ鍛圧用金型などのように、耐食性や耐摩耗性に加えて優れた耐熱亀裂性が必要とされる用途に供して好適な鋼材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、熱間圧延ラインには、製品の幅寸法精度向上と歩留り向上、それに上工程に当たる連続鋳造ラインの生産能率の向上を図るために、ラインの入側にプレス設備を導入してスラブを所望の幅まで減幅するよう成形しているものがある。このスラブ成形に際しては、高温のスラブをスラブの幅方向に鍛圧用金型で圧下して減幅し、一方スラブの厚さ方向にはスラブ鍛圧用ピンチロールで狭持すると共に該ピンチロールを駆動させスラブを搬送する動作との組合せによってスラブ成形を行っているが、かような成形作業中に、上記の金型やロールは、赤熱スラブと冷却水による加熱と冷却の繰り返しすなわち熱サイクルを受ける。
その結果、スラブ鍛圧用ピンチロールの表面には、ロール周方向に熱亀裂が生じ、使用中にロール表面からロール中心に向かって亀裂が進展する。
従って、ロール折損防止の目的上、亀裂深さがある水準に達すると、ロール交換が行われる。
【０００３】
ロール取替えまでの期間が短いとロール交換頻度が増大し、また亀裂深さの推定を誤って折損に至ると生産ラインの停止を余儀なくされ、いずれにしても生産能率の低下をきたすので、従来から、ロール寿命の延長に関して種々の対策が講じられている。
例えば、特公昭42−16870 号公報では、13Cr−４〜８Ni系合金を肉盛することによって、また特開昭53−70059 号公報では、10Cr-1.5〜４Ni-0.5〜1.5Mo 系合金を肉盛することによって、ロール寿命の延長が図られている。
【０００４】
しかしながら、上記の従来技術にはいずれも、以下に述べるような問題が残されていた。
すなわち、前者の13Cr−４〜８Ni系合金を肉盛溶接する方法は、ロールに対する荷重負荷条件が過酷になった場合、特にロール温度が上昇した場合には、Ni含有量が多いためにＡc1変態点が低下する結果、熱サイクルによって自己変態応力が生じ、熱亀裂が著しくなる。
【０００５】
また、後者の10Cr-1.5〜４Ni-0.5〜1.5Mo 系合金を肉盛溶接する技術は、常温靱性の向上と硬さのばらつき縮小のためにNi, Moを添加しているものの、ロールの使用温度が高温から常温、常温から高温へと急激に変動する熱サイクルの下では、やはり耐熱亀裂性に対しては効果を発揮し得なかった。
すなわち、この技術では、耐熱亀裂性にとって最も重要な高温強度に関し、その強度向上にとりわけ有効なＣを、溶接性を重視するあまり、0.02〜0.08mass％に制限しているために、スラブ鍛圧用ピンチロールのような激しい熱サイクル条件下で使用されるものに適用した場合には、熱亀裂の発生、進展を抑制することが困難であった。
【０００６】
ところで、発明者らは、先に、上記の問題を解決するものとして、質量％で
Ｃ：0.10〜0.33mass％、    Si：0.2 〜0.5 mass％、
Mn：0.5 〜2.0 mass％、    Ni：0.5 mass％以下、
Cr：11.5〜14.0mass％、    Co：0.5 〜4.0 mass％、
Mo：0.5 〜1.0 mass％、    Nb：0.05〜0.50mass％、
Ｖ：0.10〜0.30mass％、    Ｗ：0.3 〜1.0 mass％、
Cu：0.5 〜2.0 mass％
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなる連続鋳造用ロール材料を開発し、特開平７−173578号公報において開示した。
【０００７】
しかしながら、上記したロール材料は、一般的な連続鋳造用ロールに適用した場合には何の問題もなく、ロール寿命の大幅な延長が実現したが、図１に示すような、この発明で対象とするスラブ鍛圧用ピンチロールに適用した場合には、従来材と同様、熱亀裂の発生を免れ得ず、十分なロール寿命を確保することができなかった。
【０００８】
図１は、熱間圧延ラインにおけるスラブの鍛圧工程を示したもので、図中番号１はスラブ、２はスラブ鍛圧用ピンチロールのうちの入側ピンチロール、３はスラブ鍛圧用ピンチロールのうちの出側ピンチロール、４は座屈防止用センタガイドロール、そして５が幅圧下用金型である。入側および出側ピンチロール２，３は、その直下にスラブ１の先端が進入時にスラブを狭持する。金型５は、図中矢印方向に互いに閉塞する際、スラブ１を鍛圧し、スラブ１は金型５の離隔時に別に矢印で示す搬送方向に金型に対し相対的に所定量だけ搬送される一連の動作を繰り返す。スラブ１は、金型５の離隔中の時間的な間隔の間だけ、入側および出側ピンチロール２，３で該ピンチロールの回転駆動により搬送され、金型の閉塞時には、スラブ１の搬送は停止され、入側および出側ピンチロール２，３の回転駆動も停止される。かような一連の熱間スラブ鍛圧のプロセスをゴー・ストップというが、かようなゴー・ストップの方式では、ストップ時すなわちスラブの停止時には各ロールのスラブとの接触部位は高温のスラブ１から急速加熱を受け、一方ゴー時すなわちスラブ１の搬送時には、ロールの回転に伴い加熱を受けていた各ロールの部位は、スラブ１から離隔あるいはさらに冷却水によって急速に冷却される。なお、この点は、スラブ鍛圧用金型も同様である。
また、フライングサイジングプレスと呼ばれるゴー・ストップの改良型の方式によれば、金型の閉塞動作と金型とスラブの搬送方向シフト動作とが同時に行われるため、ピンチロールの駆動の仕方はゴー・ストップの方式によるものよりは定速回転に近いが、熱サイクルの問題は解消されるわけではない。
【０００９】
よって、スラブ鍛圧用ピンチロールは、スラブとの接触と離隔の繰り返しによって急激な加熱および冷却を受け、激しい熱サイクルにさらされる結果、スラブ鍛圧用ピンチロールの表面には熱亀裂が生じ、長い月日のうちには、この熱亀裂は次第にロール表面からロール中心に向かって進展して、やがては限界に達し、ロール交換を余儀なくされるのである。
高温のスラブとスラブ鍛圧用ピンチロールとの接触は、ロールを円柱に見立てた場合でいう胴長方向接線上に直線的に行われるため、熱サイクルにより、ロールには、胴長伸縮方向に繰り返し応力が作用し、それと直角方向、すなわちロール周方向に熱亀裂が生じ、適切な時期にロールを交換しないと、ついにはロールが折損し、熱間圧延ラインの操業が長時間にわたり停止する大トラブルにつながるのである。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、スラブ鍛圧用ピンチロール等のように、激しい熱サイクルを受けるような用途に供した場合であっても、熱亀裂の発生・進展を阻止して、ロール寿命を大幅に延長することができる耐熱亀裂性に優れた鋼材を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者は、上記の目的を達成するために、鋼材の成分組成および製造条件が、熱亀裂の発生・進展挙動に及ぼす影響について綿密な検討を行った結果、以下に述べる知見を得た。
すなわち、Ｃ量を比較的高めに設定し、かつ適量の炭化物形成元素を添加するという成分調整を行った上で、鋳造時に適切な冷却速度で冷却すると、凝固過程で旧オーステナイト粒が分断されて微細な旧オーステナイト粒が形成され、さらにＭｓ温度（マルテンサイト変態開始温度）以下では、微細な旧オーステナイト粒内に微細なマルテンサイトラス組織が形成されると共に、この微細なマルテンサイトラス組織の内部およびラス境界に微小炭化物が分散析出する結果、耐熱亀裂性が格段に向上することを究明したのである。
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１２】
すなわち、この発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃ：0.15〜0.43mass％、
Si：0.2 〜1.0 mass％、
Mn：0.5 〜2.0 mass％、
Cr：11.5〜15.0mass％、
（Ni＋Co）：0.9 〜4.0 mass％、
Mo：0.5 〜1.0 mass％、
Nb：0.05〜0.50mass％、
Ｖ：0.10〜0.50mass％および
Ｗ：0.3 〜1.0 mass％
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、しかも鋼材の表層部（表面から25mm深さ位置まで）について、炭化物の析出で観察した旧オーステナイトの平均結晶粒径が５〜50μm で、その内部に微細なマルテンサイトラス組織を有し、かつこの微細なマルテンサイトラス組織の内部およびラス境界に微小炭化物が分散析出した組織を有する、ことを特徴とする耐熱亀裂性に優れた鋼材。
【００１３】
２．上記１において、マルテンサイトラス組織の長さが、 0.3〜10μm であることを特徴とする耐熱亀裂性に優れた鋼材。
【００１４】
３．上記１または２において、鋼材が、さらに
Cu：0.5 〜2.0 mass％
を含有する組成になることを特徴とする耐熱亀裂性に優れた鋼材。
【００１５】
４．ロール基体の表面に肉盛溶接用材料として、溶接入熱：71 kJ/cm以下、一層当たりの肉盛厚み：2.5 mm以下の多層盛条件下で使用することを特徴とする上記１，２または３記載の耐熱亀裂性に優れた鋼材。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、この発明を具体的に説明する。
まず、この発明において、鋼材の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.15〜0.43mass％
この発明では、Ｃ量を従来よりも高めに設定したところに第１の特徴がある。すなわち、Ｃは、後述するCrやNb，Ｖ，Ｗ等の元素と結合して炭化物を形成し、凝固過程で旧オーステナイト粒を分断して微細な旧オーステナイト粒とし、その結果、Ｍｓ温度以下では微細なマルテンサイトラスを生成して粒界強度を高める働きがある。また、微小炭化物をマルテンサイトラス組織の内部およびラス境界に析出させることによって、マルテンサイト組織の一層の強度向上に貢献する。しかしながら、含有量が0.15mass％に満たないとその添加効果に乏しくフェライト相が生成し、一方0.43mass％を超えると後述するCr，Mo，SiおよびNb等のフェライト形成元素やMn，Coなどのオーステナイト形成元素との関係で、目標とするマルテンサイト単相中に、オーステナイト相が生成し、耐熱亀裂性が劣化するので、Ｃ量は0.15〜0.43mass％の範囲に限定した。より好ましくは0.16〜0.32mass％、さらに好ましくは0.18〜0.22mass％の範囲である。
【００１７】
Si：0.2 〜1.0 mass％
Siは、脱酸元素として少なくとも 0.2mass％の添加を必要とするが、一方でフェライト形成元素でもあるので、フェライト相抑制のためにその上限を1.0 mass％に定めた。
【００１８】
Mn：0.5 〜2.0 mass％
Mnは、オーステナイト形成元素であり、焼入れ性を高め、強度を増大させるのに有用な元素であるが、含有量が 0.5mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 2.0mass％を超えると靱性の低下を招くだけでなく、Ｃ量との関係でオーステナイト相が生成するので、Mnは 0.5〜2.0 mass％の範囲に限定した。
【００１９】
Cr：11.5〜15.0mass％
Crは、高温酸化や水蒸気腐食を防止してロールの耐食性を維持する効果があるだけでなく、Ｃと結合して M23C6炭化物を形成し、凝固過程でオーステナイト粒の成長を抑制し、粒内分散炭化物として強度の向上を図る上で不可欠な元素である。しかしながら、Cr量が11.5mass％未満では、Crは M23C6炭化物の形成で消費され Cr2O3の形成能力が低下して、高温耐酸化性の維持が難しくなり、一方15.0mass％を超えるとフェライト相の生成によって耐熱亀裂性の低下を招くので、Crは11.5〜15.0mass％の範囲に限定した。
【００２０】
（Ni＋Co）：0.9 〜4.0 mass％
この発明では、従来のロール材料と異なり、（Ni＋Co）量を 4.0mass％以下に抑制したところに第２の特徴があり、このようにすることによってオーステナイト域を縮小し、伸長型の旧オーステナイト粒の形成を抑制することができる。この点、（Ni＋Co）量が 4.0mass％を超えるとＡc1変態点が低下し、使用中に逆変態γを生成して熱亀裂のを粗大を招く。一方、含有量が 0.9mass％を下回ると、δフェライトが生成し、フェライト割れを起こし易くなる。よって、（Ni＋Co）は 0.9〜4.0 mass％の範囲に限定した。
【００２１】
Mo：0.5 〜1.0 mass％
Moは、Ｃと結合して Mo2C, M23C6等の炭化物を形成し、高温強度の向上に有効に寄与する。また、Mn添加に伴って高温焼戻し脆性が助長されるのを抑制する点でも有用な元素である。
ここに、Moの添加により焼戻し脆性を防止するためには、Mn 2.0mass％に対してMoを少なくとも 0.5mass％添加する必要がある。しかしながら、1.0 mass％を超えて添加しても、その効果は飽和に達し、むしろ鋼材の価格上昇につながる不利があるのので、Moは 0.5〜1.0 mass％の範囲で含有させるものとした。
【００２２】
Nb：0.05〜0.50mass％
Nbは、Ｃと結合してNbＣ炭化物を形成し、高温強度を高める有用元素であるが、含有量が0.05mass％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.50mass％を超えるとフェライト相を生成する悪影響があるので、Nbは0.05〜0.50mass％の範囲に制限した。
【００２３】
Ｖ：0.10〜0.50mass％
Ｖも、Nbと同様、Ｃと結合してＶＣ、V4C3等の炭化物を形成し、高温強度の向上に寄与する有用元素であるが、0.10mass％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.50mass％を超えると靱性の劣化を招くので、Ｖは0.10〜0.50mass％の範囲に限定した。
【００２４】
Ｗ：0.3 〜1.0 mass％
Ｗも、同様に、Ｃと結合してＷＣ、W2Ｃ等の炭化物を形成し、高温強度を高める有用元素であり、そのためには少なくとも 0.3mass％の添加を必要とするが、1.0 mass％を超えると靱性が劣化するので、Ｗは 0.3〜1.0 mass％の範囲に限定した。
【００２５】
以上、必須成分について説明したが、この発明では、その他にも耐食性改善元素としてCuを以下の範囲で含有させることができる。
Cu：0.5 〜2.0 mass％
Cuは、高温水蒸気に対する耐食性の向上に有効な元素であり、0.5 mass％以上の添加によってその効果を得ることができる。しかしながら、2.0 mass％を超えるとその効果は飽和に達し、むしろ凝固割れが生じるので、Cuは 0.5〜2.0 mass％の範囲で含有させるものとした。
なお、スラブ鍛圧用ピンチロールでは、水蒸気酸化による腐食よりも熱亀裂の進展に伴うロールの折損防止により、ロールの交換周期が決まってくるので、ロール寿命の延長の目的上は、Cuは必らずしも添加しなくとも良いが、ロール表面の耐食性が強く、いつまでも平滑な方がスラブ表面に無用の疵を付けるなどの問題が生じにくくなる点で好ましく、上記の範囲の添加による悪影響はない。
【００２６】
以上、本発明の好適成分組成範囲について説明したが、本発明は、成分組成を上記の範囲に限定するだけでは不十分で、鋼材の組織を所定の組織とすることが重要である。
すなわち、まず、炭化物の析出で観察した旧オーステナイトの平均結晶粒径を５〜50μm の範囲に制御する必要がある。というのは、旧オーステナイトの平均結晶粒径が50μm よりも大きいと、その後にＭｓ温度以下で形成されるマルテンサイトラス組織が十分に微細化されないため、満足いくほどの耐熱亀裂性の向上が望めず、一方５μm を下回ると、伸び、絞りが低下し、脆性的な直線状亀裂伝播を生じるからである。
なお、ここでいう平均結晶粒径とは、JIS G 0551に準拠し、１mm2 当たりの結晶粒の個数でその１mm2 を除算した、結晶粒の平均断面積のことを指すものとする。
【００２７】
なお、凝固組織を観察しても旧オーステナイト粒界は見えないので、この発明では、かような旧オーステナイト粒界に析出する炭化物をもって粒界とし、旧オーステナイト粒の大きさを判断するものとした。
すなわち、図２に、凝固組織を模式的に示すように、旧オーステナイト粒界には炭化物が密に析出しているので、この炭化物の析出状態によって旧オーステナイト粒の大きさを把握することができる。なお、かような旧オーステナイト粒の内部は複数のブロックに分割されていて、各ブロック内にマルテンサイトラス組織が形成される構造になっている。
【００２８】
上述したとおり、旧オーステナイトの平均結晶粒径を５〜50μm の範囲に制御することによって、微細なマルテンサイトラス組織が得られるが、かかるラス組織の大きさは、ラス長さ（Ｌ）で 0.3〜10μm 程度とするのが好適である。
また、かようなマルテンサイトラス組織の内部およびラス境界に析出する炭化物の大きさは0.01〜0.1 μm 四方程度とすることが好ましい。
【００２９】
ここに、この発明に従い、旧オーステナイト粒を微細とし、ひいてはマルテンサイトラス組織を微細にすると共に、この微細なマルテンサイトラス組織の内部およびラス境界に微小な炭化物を分散析出させることによって、耐熱亀裂性が大幅に向上する理由は、次のとおりと考えられる。
すなわち、旧オーステナイト粒ひいてはマルテンサイトラス組織が微細化されると粒界が強化され、また微小な炭化物が分散析出するとラス組織の内部は勿論のことラス境界が大幅に強化され、その結果、熱亀裂の進展が阻止されるからと考えられる。
【００３０】
ここに、上述したような、微細な旧オーステナイト粒ひいては微細なマルテンサイトラス組織を形成させ、かつ微小炭化物を分散析出させるためには、鋳造時、鋳片表層部について、1200〜1400℃の温度範囲にわたる冷却速度を40℃/s以上とすることが好ましい。
なお、従来の鋳造時における上記温度範囲の冷却速度はおおよそ10〜30℃/s程度である。
【００３１】
また、かような鋼材を肉盛溶接用材料として使用する場合には、溶接入熱を71kJ/cm 以下とする必要があり、溶接入熱を上記の範囲に制限することによって、上記とほぼ同じ冷却速度を得ることができる。
なお、従来の肉盛溶接における溶接入熱はおおよそ60〜142 kJ/cm 程度である。
また、上記の肉盛溶接に際しては、一層当たりの肉盛厚みは 2.5mm以下の多層盛とする必要がある。というのは、この発明に従う組成の材料を多層盛すると、後続の肉盛溶接によって、先の肉盛層の上層部が焼きならされ、この領域の結晶粒が極めて微細になり、その結果、熱亀裂の進展が阻止されるからである。
【００３２】
なお、この発明の鋼材は、スラブ鍛圧用ピンチロールやスラブ鍛圧用金型などの鍛圧材料としての用途に供してとりわけ好適なものであるが、その用途はこれだけに限られるものではなく、連続鋳造用ロールや熱間圧延用テーブルローラ、さらには転炉出鋼口周囲の炉体鉄皮等として用いても有利に適合する。
【００３３】
【実施例】
実施例１
表１に示す成分組成になる鋼材を鋳造して、直径：450 mmのスラブ鍛圧用ピンチロールおよび厚み：200 mmのスラブ鍛圧用金型を製造した。
なお、上記の鋼材の鋳造に際しては、1200〜1400℃の温度範囲にわたる鋳片表層部（厚み：約25mm）の冷却速度を種々に変化させることによって、表１に示す種々の鋼材の組織とした。
かくして得られたスラブ鍛圧用ピンチロールおよび金型を実操業に３ヶ月使用した後の亀裂深さについて調べた結果を表１に併記する。
【００３４】
【表１】
0003719168.tif 000002
【００３５】
同表に示したとおり、成分組成および鋼材の組織がこの発明の適正範囲を満足する発明材はいずれも、３ヶ月使用した後の亀裂深さは８mm以下であり、熱亀裂の進展が極めて遅いことが分かる。
【００３６】
実施例２
従来材Ａ（0.08Ｃ−13Cr−４Ni）、従来材Ｂ（0.10Ｃ−13Cr−1.0 Ni）および発明材（0.18Ｃ−13Cr−1.0 Co−0.5 Mo−0.5 Ni−0.1 Nb−0.3 Ｖ−0.4 Ｗ）の３種類の鋼材を、直径：430 mmのSCM430製ロール基材の表面に肉盛溶接したロールをそれぞれ作製し、スラブ鍛圧用ピンチロールとして３ヶ月の実操業に供した。
なお、肉盛溶接に際し、発明材は、溶接入熱：58 kJ/cmで、一層当たりの肉盛厚み：2.5 mmの５層盛とした。これに対し、従来材Ａ，Ｂはいずれも溶接入熱：95 kJ/cm、肉盛厚み：4.5 mmの３層盛の条件で肉盛溶接を行った。
３ヶ月の使用後、各ロールの亀裂を旋盤で切削除去し、最大亀裂深さを求めた。
得られた結果を図３に示す。
同図から明らかなように、発明材の最大亀裂深さは、従来材Ａの１／10、また従来材Ｂの１／５であり、耐熱亀裂性が格段に向上していることが分かる。
【００３７】
さらに、図４ａ，ｂにそれぞれ、発明材と従来材Ａの肉盛溶接後のビード中央部組織を比較して示したが、発明材は従来材Ａに比べて、旧オーステナイト粒は勿論のこと、その内部のマルテンサイトラス組織も極めて微細で、しかもかようなラス組織の内部およびラス境界に微小な炭化物が分散析出していることが分かる。
【００３８】
【発明の効果】
かくして、この発明によれば、従来材に比べて耐熱亀裂性が格段に優れた鋼材を提供することができる。
従って、この発明材を、熱間圧延ラインのスラブ鍛圧用ピンチロールやスラブ鍛圧用金型に使用すれば、スラブ鍛圧用ピンチロールやスラブ鍛圧用金型の寿命を大幅に延長させることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  熱間圧延ラインにおけるスラブの鍛圧工程を示した図である。
【図２】  発明材の凝固組織を示す模式図である。
【図３】  発明材と従来材Ａ，Ｂとの最大亀裂深さを比較して示した図である。
【図４】  発明材と従来材Ａの肉盛溶接後のビード中央部組織を比較して示した顕微鏡写真である。
【符号の説明】
１  スラブ
２  入側ピンチロール
３  出側ピンチロール
４  座屈防止用センタガイドロール
５  幅圧下用金型
【図１】
0003719168.tif 000003
【図２】
0003719168.tif 000004
【図３】
0003719168.tif 000005
【図４】
0003719168.tif 000006