(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
圧延材と接触する胴表層部の硬さがショア硬さで80以上であり、前記胴表層部を構成する鉄基合金は、質量％で、Ｃ：0.5％以上0.9％未満、およびCr：５％以上９％未満を有し、かつ下記（1）式および（2）式をともに満足する組成を有し、該鉄基合金の引張強さが1200MPa以上であるとともに、前記鉄基合金を600℃で20分間保持した時の硬さ低下がショア硬さで15以内であることを特徴とする、耐熱疲労性および耐摩耗性に優れた熱間圧延用ロール。
Mo＋0.5Ｗ＋0.5Ｖ≧３％        ・・・・・（1）
８％≧Mo＋Ｗ＋1.5Ｖ          ・・・・・（2）
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、鉄鋼材の熱間圧延機、特に過大な熱負荷を受ける熱間圧延機に使用される高耐久性のワークロールとして用いるのに好適な、熱間圧延用ロールに関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年の鋼材の圧延においては、圧延製品の品質向上および経済性の改善がともに強く要請されている。特にホットストリップの圧延では、圧延時の負荷がますます増大してきていること、および圧延スケジュール (単位ロール当たりの圧延量) を拡大することによる製造コストの大幅な低減を目指していることから、耐久性が一層優れた圧延用ロールが求められている。
【０００３】
ホットストリップの仕上圧延機に対しては、このような要請に応える圧延用ロールとして、例えば、特開平３−219047号公報により、Ｃ：1.5〜2.5％（以下、本明細書においては、特にことわりがない限り「％」は「質量％」を意味するものとする。）、およびＶ：4.5〜8.0％を含有する高Ｃ高Ｖ系耐摩耗材からなる熱間圧延用ロールが提案されている。この高Ｃ高Ｖ系耐摩耗材からなる熱間圧延用ロールにより、現に、ホットストリップの仕上圧延の圧延スケジュールが大幅に拡大されている。
【０００４】
一方、ホットストリップの粗圧延機においても、主に省エネルギーの観点から、圧延機基数の減少、高圧下率圧延および低速高温度圧延等が採用されつつある。このような高熱負荷圧延に耐えることができるとともに、圧延スケジュールを大幅に拡大することができるワークロールの出現が切望されている。
【０００５】
従来、ホットストリップの粗圧延機のワークロールには、例えば、特公平１−1542号公報により開示されているように、球状黒鉛鋳鉄からなる芯材と、Ｃ：0.9 〜1.2 ％、Cr：６〜15％を含有する高Cr鋳鋼からなる外層とを有する遠心鋳造による高Cr鋳鋼ロールが使用されてきた。さらに、近年に至り、高Ｃ高Ｖ系耐摩耗材からなる外層を有する遠心鋳造による高Ｃ高Ｖ系ロールも適用されるようになってきた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、これらの従来のワークロールをホットストリップの粗圧延機に用いて、高熱負荷圧延、あるいは圧延スケジュールの大幅な拡大を行おうとすると、以下に示す課題があることがわかった。
【０００７】
まず、高Cr鋳鋼ロールは、現在のホットストリップの粗圧延機における使用条件では、耐摩耗性および耐肌荒れ性が既に限界に達している。このため、高Cr鋳鋼ロールでは、圧延条件を緩和することなく圧延スケジュールの拡大を図ることはできないとともに、高熱負荷圧延にも対応することは難しい。
【０００８】
一方、高Ｃ高Ｖ系ロールによれば、通常の熱負荷圧延では、圧延スケジュールを高Cr鋳鋼ロールよりも２〜３倍程度に拡大することが、確かに可能である。しかし、これ以上に圧延スケジュールをさらに拡大するには、高Ｃ高Ｖ系ロールでも耐摩耗性および耐肌荒れ性が不足することが判明した。特に、高熱負荷圧延では、微少な欠け落ちによるロール肌荒れが発生し、その優れた耐摩耗性を十分に発揮できない場合があることも判明した。
【０００９】
本発明は、このような従来の技術が有する課題に鑑みてなされたものであり、圧延条件を緩和することなく圧延スケジュールを、例えば高Ｃ高Ｖ系ロールよりも大幅に拡大することができ、かつ過酷な高熱負荷圧延においても優れた耐摩耗性および耐肌荒れ性を発揮することができ、例えばホットストリップの粗圧延機のワークロールとして用いるのに好適な、熱間圧延用ロールを提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、上記目的を達成するためには、熱間圧延用ロールとして要求される耐摩耗性を充分に確保しながら、耐熱疲労性を大幅に向上させることが重要であるとの知見を得た。そして、本発明者らは、熱間圧延用ロールの耐熱疲労性を大幅に向上させるためには、従来の高Cr鋳鋼ロールあるいは高Ｃ高Ｖ系ロールの高硬度化をただ単に図るのでは不充分であり、胴表層部を構成する鉄基合金の縦クラック発生臨界温度（後述する。）を上昇させること、具体的には、胴表層部の高硬度化と、この胴表層部を構成する鉄基合金の引張強さも向上させることにより、熱間圧延用ロールの耐熱疲労性および耐熱性をともに大幅に向上させることができることを知見し、さらに検討を重ねて、本発明を完成した。
【００１１】
ここに、本発明の要旨とするところは、圧延材と接触する胴表層部の硬さがショア硬さで80以上であり、胴表層部を構成する鉄基合金は、Ｃ：0.5％以上0.9％未満、およびCr：５％以上９％未満を有し、かつ下記（1）式および（2）式をともに満足する組成を有し、鉄基合金の引張強さが1200MPa以上であるとともに、鉄基合金を600℃で20分間保持した時の硬さ低下がショア硬さで15以内であることを特徴とする、耐熱疲労性および耐摩耗性に優れた熱間圧延用ロールである。
【００１４】
【数１】
Mo＋ 0.5Ｗ＋ 0.5Ｖ≧３％      ・・・・・(1)
８％≧Mo＋Ｗ＋ 1.5Ｖ          ・・・・・(2)
さらに、この鉄基合金が、Ni：３％以下、Si：２％以下、Mn：２％以下、Co：３％以下、Ti：２％以下、およびNb：２％以下の１種または２種以上を含有することが、例示される。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明にかかる熱間圧延用ロールを、その実施の形態とともに詳細に説明する。
【００１６】
(本実施形態の熱間圧延用ロール)
本実施形態の熱間圧延用ロールは、(i) 胴表層部の硬さ：ショア硬さで80以上、(ii)胴表層部を構成する鉄基合金の引張強さ：1200MPa 以上、(iii) 鉄基合金を 600℃で20分間保持した時の硬さ低下：ショア硬さで15以内という３つの特徴を有する。以下、これらの特徴について、詳細に説明する。
【００１７】
(i) 胴表層部の硬さ：ショア硬さで80以上
図１は、圧延材 (ホットストリップ) の温度Ｔが1100℃または1200℃の場合について、圧延中のワークロールの表面から 0.4mm深さ位置の接触弧面内最高到達温度T0.4 (℃) と、圧延材とワークロールとの１回転当たりの接触時間 (＝接触弧長／ロール周速; sec)との関係を、計算解析により求めた結果を示すグラフである。
【００１８】
ホットストリップの仕上圧延では、圧延材の温度は高くとも1050℃程度であるとともに圧延材とワークロールとの１回転当たりの接触時間は長くても0.06秒程度である。このため、ホットストリップの仕上圧延機におけるワークロールの接触弧面内最高到達温度T0.4は、高々約 450℃である。
【００１９】
これに対し、ホットストリップの粗圧延では、圧延材の温度が1100℃を超えるとともに圧延材とワークロールとの１回転当たりの接触時間も0.1 秒を超えることもある。このため、ホットストリップの粗圧延機におけるワークロールの接触弧面内最高到達温度T0.4は、図１に示すグラフから、最高で580 ℃前後に達することがわかる。さらに、低速圧延や1200℃程度の高温度圧延等の高熱負荷圧延を行った場合には、接触弧面内最高到達温度T0.4は、 600℃以上にも達することがある。
【００２０】
このように、ホットストリップの粗圧延機では、仕上圧延機よりも高温度の圧延材が低速で圧延されるため、ワークロールの表層部に作用する熱負荷が大きい。このような熱負荷、すなわち圧延材との接触による加熱と、ロール冷却水による急冷との繰り返しにより生じる熱疲労によって、ワークロール表層部には表面に垂直な方向へのクラック (本明細書では「縦クラック」という。) が発生する。
【００２１】
実際の圧延に供した各種の高Cr鋳鋼ロールおよびアダマイト (Ｃ含有量が約1.7 ％の低合金鋳鋼) ロールについて、縦クラックの発生と、ショア硬さとの関係を調べた結果を図２にグラフで示す。図２にグラフで示すように、ワークロールの硬さが高いほど、縦クラックが進展し得る位置の温度 (本明細書では「縦クラック発生臨界温度」という。) が高くなる、すなわち縦クラックの深さが浅くなる。
【００２２】
一方、圧延に伴って、発生した縦クラックを起点として、ワークロール表面に平行な方向へのクラック (本明細書では「横クラック」という。) が発生して進展し、この横クラックが縦クラック同士を連結すること等によって、欠け落ち肌荒れが発生し、肌荒れが著しい場合には圧延製品の表面品位を劣化させる。
【００２３】
この横クラックの発生について、実際の圧延に供した各種のワークロールについて調べた結果、横クラックは、▲１▼粗大炭化物が多いか、または網目状炭化物が発達しているほど発生および進展し易いこと、▲２▼横クラックの発生位置は、縦クラックの発生深さが大きいほど深いこと、すなわちワークロールの硬さが高いほど、横クラックが発生する位置は浅くなることが、わかった。
【００２４】
また、通常、圧延後にワークロールは横クラックがほぼ除去されるまで研削されるため、横クラックが発生する位置が深いほど研削量が増加して、ロール原単位を悪化させる。さらに、欠け落ち肌荒れの深さが大きい場合、具体的には縦クラックの深さが少なくとも 0.4mm以上である場合、圧延製品の表面品位を劣化させるような肌荒れを生じ易い。
【００２５】
そこで、ホットストリップの粗圧延機で使用された、各種硬さの高Cr鋳鋼ロール、アダマイトロールおよび高Ｃ高Ｖ系ロールの硬さと、実際の圧延操業における１万トン圧延当たりのロール消耗量 (摩耗量＋研削量) との関係を調査した。結果を図３にグラフで示す。
【００２６】
図３にグラフで示すように、高Cr鋳鋼ロールは、硬さに比例して消耗量が少なくなること、すなわち高Cr鋳鋼ロールは、高硬度であるほど耐摩耗性および耐熱疲労性が良好であり、かつ大きな欠け落ち肌荒れが発生し難く耐肌荒れ性も良好である。
【００２７】
一方、高Ｃ高Ｖ系ロールをホットストリップの仕上圧延機の前段に使用した場合、高Cr鋳鋼ロールよりも耐摩耗性の良好な高Cr鋳鉄ロール(2.7％Ｃ−17％Cr) と比較して３倍以上良好であることが確認されている。ところが、図３にグラフで示すように、高Cr鋳鋼ロールの約２倍の圧延を行っている高Ｃ高Ｖ系ロールは、耐摩耗性向上に有効であるとされるMC炭化物を多量に含有するにもかかわらず、意外にも、１万トン圧延当たりの消耗量は同硬度の高Cr鋳鋼ロールと大差がなく、かつ耐摩耗性も摩耗量をプロフィル測定により比較調査した結果では大差がないことが判明した。
【００２８】
本発明者らは、この原因について詳細に検討した結果、ホットストリップの粗圧延機に使用された高Ｃ高Ｖ系ロールにおいては、熱疲労による横クラックの進展が著しく、その優れた耐摩耗性を発揮できないうちに欠け落ち肌荒れや摩耗が発生してしまうことがわかった。この横クラックは、遠心鋳造により製造される高Ｃ高Ｖ系ロールに特有な粗大炭化物を連結して進展することもわかった。
【００２９】
したがって、例えば、ホットストリップの粗圧延機のワークロールのように、熱負荷の過大な圧延条件下において使用されるワークロールにおいて、圧延スケジュールの大幅な拡大を図ることができるとともに、過酷な高熱負荷圧延にも対応することができる高耐久性を得るためには、材料本来の耐摩耗性を維持しながら、過酷な高熱負荷圧延時においても充分な耐熱疲労性を具備することが不可欠である。
【００３０】
そこで、本実施の形態では、図２に示すグラフに基づき、胴表層部の硬さをショア硬さで80以上と限定するとともに、圧延材と接触する胴表層部を構成する鉄基合金の縦クラック発生臨界温度を 580℃以上、好ましくは 600℃以上確保する。これにより、縦クラック、ひいては横クラックに起因した肌荒れや摩耗を減少することができ、過酷な高熱負荷圧延時においても縦クラックの深さを 0.4mm以下に抑制することができる。
【００３１】
(ii)胴表層部を構成する鉄基合金の引張強さ： 1200MPa以上
本発明者らは、縦クラック発生臨界温度と引張強さとの関係を調査した。その結果、縦クラック発生臨界温度には、上述した胴表層部の硬さだけでなく、胴表層部を構成する鉄基合金の引張強さも影響すること、具体的には、引張強さが 1200MPa以上であれば、 580℃以上の縦クラック発生臨界温度を確保できることがわかった。
そこで、本実施形態では、胴表層部を構成する鉄基合金の引張強さを 1200MPa以上と限定する。
【００３２】
(iii) 鉄基合金を600 ℃で20分間保持した時の硬さ低下：ショア硬さで15以内
本発明者らは、縦クラック発生臨界温度と、加熱および冷却の繰り返しによる硬さの低下との関係を調査した。その結果、加熱および冷却の繰り返しによるショア硬さの低下が15を超えると、冷却時に発生する引張応力の繰り返し加熱冷却による増加量が大であるために、縦クラック発生臨界温度が580 ℃未満に低下してしまうことがわかった。
【００３３】
本発明者らの知見によれば、このように、冷却時に発生する引張応力の繰り返し加熱冷却による増加程度は、600 ℃で20分間保持した時の硬さ低下として、代用して正確に示される。
そこで、本実施形態では、鉄基合金を 600℃で20分間保持した時の硬さ低下を、ショア硬さで15以内と限定する。
【００３４】
すなわち、本実施形態では、胴表層部の硬さをショア硬さで80以上とし、鉄基合金の引張強さを 1200MPa以上確保するとともに、高温に繰り返し加熱されることによる硬さ低下をショア硬さで15以内とすることにより、鉄基合金の縦クラック発生臨界温度：580 ℃以上を確保して、過酷な高熱負荷条件における耐熱疲労性を改善する。また、胴表層部の硬さがショア硬さで80以上であり、かつ高温に繰り返し加熱されることによる硬度低下をショア硬さで15以内とすることにより、充分な耐摩耗性を確保する。
【００３５】
このように、本実施形態によれば、(i) 胴表層部の硬さ：ショア硬さで80以上、(ii)胴表層部を構成する鉄基合金の引張強さ：1200 MPa以上、(iii) 鉄基合金を600 ℃で20分間保持した時の硬さ低下：ショア硬さで15以内という３つの特徴、換言すると、圧延材と接触する胴表層部の硬さがショア硬さで80以上であり、この胴表層部を構成する鉄基合金の縦クラック発生臨界温度が 580℃以上であるという特徴を有する熱間圧延用ロールが、提供される。
【００３６】
(本実施形態の熱間圧延用ロールの組成)
次に、この本実施形態の熱間圧延用ロールの組成を説明する。
(i)Ｃ：0.5 ％以上0.9 ％未満、Cr：５％以上９％未満
前述した図３にグラフで示すように、遠心鋳造による高Ｃ高Ｖ系ロールの１万トン圧延当たりの消耗量が、同硬度の高Cr鋳鋼ロールと大差がないことの理由は、換言すれば、ショア硬さは確かに高いものの、1200MPa 以上の引張強さを得ることができないために、縦クラック発生臨界温度が580 ℃に満たないためでもある。
【００３７】
1200 MPa以上の引張強さを得ることができないのは、遠心鋳造による高Ｃ高Ｖ系合金鋳鉄材では、遠心鋳造に特有な粗大炭化物が発達した組織となることに起因している。すなわち、高Ｃ高Ｖ系合金鋳鉄材は、前述のようにＣ含有量およびＶ含有量がいずれも高いだけではなく、Mo、Ｗ、Ｖ等といった炭化物形成元素をも多量に含有し、かつ遠心鋳造のような急速凝固条件下では、デンドライト樹間に、成分が濃縮された溶湯が形成され、この溶湯がそのまま凝固し易いために、容易に粗大炭化物あるいは網目状炭化物が形成されてしまう。
【００３８】
これに対し、Mo、ＷさらにはＶ等の含有量が少ない高Cr鋳鉄（または鋳鋼）ロール材においては、炭化物量％Ｋ（従来材では（3）式によって示される。）が約10％未満であれば、分断した炭化物形態になることが知られている。
％Ｋ＝12.33Ｃ＋0.55Cr−15.2      ・・・・・（3）
【００３９】
そこで、本実施形態では、粗大炭化物あるいは網目状炭化物の形成を抑制して1200MPa以上の引張強さを得るために、Ｃ含有量を0.9％未満に、Cr含有量を９％未満に、それぞれ限定する。Ｃ含有量が0.9％未満、Cr含有量が９％未満、好ましくはそれぞれ0.85％未満、8.5％未満であれば、炭化物量％Ｋは10％未満に低減され、分断した炭化物形態になる。
【００４０】
一方、Ｃ含有量が0.5 ％未満であると、基地中のＣ含有量が不足し、ショア硬さで80以上の胴表層部硬さを確保できなくなる。そこで、本発明では、Ｃ含有量は0.5 ％以上0.9 ％未満と限定する。同様の観点から、Ｃ含有量の下限は、0.55％であることが望ましい。
【００４１】
同様に、Cr含有量が５％未満であると、焼入れ性が不足する。すなわち、一般に、熱間圧延用ロール、特に粗圧延用の鋳造ロールは、胴径が800 mm以上の大質量製品である。したがって、このような大質量製品で、かつ焼き入れ性に寄与するＣの含有量が0.5 ％以上0.9 ％未満であり、さらに、Mo、Ｗ、Ｖ含有量の含有量も後述するように、(2) 式により制限されている。したがって、胴表層部の硬さをショア硬さで80以上とするためには、焼き入れ性を充分に確保する必要があり、この焼き入れ性を確保するために、Cr含有量は５％以上と限定する。そこで、本発明では、Cr含有量は５％以上９％未満と限定する。同様の観点から、Cr含有量の下限は、5.5 ％であることが望ましい。
【００４２】
(ii) Mo＋ 0.5Ｗ＋ 0.5Ｖ≧３％      ・・・・・(1)
580 ℃以上の縦クラック発生臨界温度を確保するためには、1200MPa 以上の引張強さを有するとともに、600 ℃で20分間保持した時の硬さ低下を、ショア硬さ換算で15以内 (ロックウエル硬さ換算で９以内) に抑制する必要がある。そのために、焼き戻し抵抗性を高める元素であるMo、ＶおよびＷの含有量を、(1) 式に示すように、 (Mo＋0.5W＋0.5V) 量で３％以上、好ましくは3.4 ％以上と限定する。
【００４３】
さらに、これらの元素は複合添加することによって著しく焼き戻し抵抗性を高めるので、Mo、ＶおよびＷのそれぞれの含有量を少なくとも0.5 ％以上とすることが、望ましい。
【００４４】
(iii)８％≧Mo＋Ｗ＋ 1.5Ｖ          ・・・・・(2)
上記のＣ含有量、Cr含有量および(1) 式を満足する組成の高Cr鋳鋼材は、さらに上記 (2)式を満足することにより、凝固過程でデンドライト樹間に形成される濃化溶湯の組成変化に起因した網目状炭化物が晶出しない。すなわち、(2) 式を満足することにより、炭化物量％Ｋを、網目状炭化物が形成しない範囲である、10％未満に抑制することができる。そこで、本発明では、(1) 式のみならず(2) 式も満足する組成とすることにより、1200MPa 以上の引張強さを得る。
【００４５】
この本実施形態の熱間圧延用ロールの鉄基合金は、さらに、Ni：３％以下、Si：２％以下、Mn：２％以下、Co：３％以下、Ti：２％以下、およびNb：２％以下の１種または２種以上を含有することが、例示される。
【００４６】
(Ni：３％以下)
Niは、基地に固溶して焼入性の増大に効果があるので、含有すると好ましい結果が得られる。しかし、３％超含有すると、焼き入れ・焼き戻し時の残留オーステナイトの分解が困難になるために、Niを含有する場合にはその含有量は３％以下である。
【００４７】
(Si：２％以下、Mn：２％以下)
SiおよびMnは、いずれも、脱酸調整、流動性改善、焼入性改善等を目的として、通常の鋳鋼材と同様に、いずれも、２％まで含有させることが望ましい。
【００４８】
(Co：３％以下）
Coは、基地に固溶して耐熱性の増大に効果があるので、必要に応じ、３％以下添加すると好ましい結果が得られる。しかし、３％を超えて添加すると、焼入性が劣化し、ショア硬さで80以上の胴表層部の硬さを確保することが困難になるため、Coを含有する場合にはその含有量は３％以下である。
【００４９】
(Ti：２％以下、Nb：２％以下）
本発明の鉄基合金においては、ＭＣ型炭化物を形成する元素の主体はＶであるが、NbおよびTiもＶと同様のＭＣ型炭化物形成元素であるため、Ｖとともに添加すると効果的である。しかし、NbおよびTiそれぞれの添加量が２％を超えると、溶解が困難となるため、それぞれの上限は２％である。
これらの任意添加元素は、必要に応じて、１種または２種以上添加される。
【００５０】
上記以外は、鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｐ、Ｓ等がある。これらの含有量は少ないほうが望ましいが、極端な低減には相応の処理コスト上昇を伴うので、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.03％以下であることが、望ましい。
【００５１】
(本実施形態の熱間圧延用ロールの製造)
本実施形態の熱間圧延用ロールは、その使用に応じて公知の適宜手段により製造される。例えば遠心鋳造法により、球状黒鉛鋳鉄からなる芯材の周囲に、上記の組成を有する鉄基合金からなる外層を設けられ、鋳込み後に、焼き入れおよび焼き戻しを行われることにより、胴表層部の硬さがショア硬さで80以上に調整されて、製造される。
【００５２】
なお、本実施形態の熱間圧延用ロールは、上述した遠心鋳造法の他に肉盛法等も適用できるが、大質量製品である場合には、製造コスト抑制の観点から、遠心鋳造法を適用することが望ましい。
【００５３】
本実施形態の熱間圧延用ロールによれば、(i) 胴表層部の硬さ：ショア硬さで80以上、(ii)胴表層部を構成する鉄基合金の引張強さ：1200 MPa以上、(iii) 鉄基合金を600 ℃で20分間保持した時の硬さ低下：ショア硬さで15以内という３つの特徴、換言すると、圧延材と接触する胴表層部の硬さがショア硬さで80以上であり、この胴表層部を構成する鉄基合金の縦クラック発生臨界温度が 580℃以上であるという特徴を有する熱間圧延用ロールが、提供される。このため、本実施形態の熱間圧延用ロールによれば、例えば、ホットストリップの粗圧延機のワークロールの耐久性をいっそう向上することができ、圧延スケジュールの大幅な拡大が図れ、かつ過酷な高熱負荷圧延にも充分に対応することができる。
【００５４】
【実施例】
さらに、本発明を実施例を参照しながら、より具体的に説明する。
(実施例１)
表１および表２に示す鉄基合金組成を有する供試材No.1〜４の溶湯を、底面の大きさが65mm×180 mm、押し湯部も含めた高さが180 mmのＹブロック砂型に注入して、拘束熱サイクル試験用の素材を鋳造した。また、表１の供試材No.5に示す組成を有する外層を有する遠心鋳造による高Ｃ高Ｖ系ロールの胴表層部からも、拘束熱サイクル試験用の素材を採取した。なお、Ｙブロック砂型は、耐火物を塗布した鉄定盤に設置したため、得られた素材は通常の遠心鋳造材と同じように一方向凝固が達成されている。
【００５５】
【表１】
0003770449.tif 000002
【００５６】
【表２】
0003770449.tif 000003
【００５７】
これらの素材から、凝固方向と垂直に拘束熱サイクル試験片 (仕上加工後の平行部寸法：直径10mm、長さ20mm) をそれぞれ採取し、これらの拘束熱サイクル試験片に、1000〜1050℃からの焼入れおよび500 〜560 ℃での焼戻しを施して、ショア硬さHSを 81 〜85に調整して仕上加工を行った後、拘束熱サイクル試験を行った。なお、ショア硬さは、ロックウエル硬さを換算して得たものである。
【００５８】
ここで、拘束熱サイクル試験は、拘束された状態 (長さ一定) の拘束熱サイクルの試験片の平行部に急速加熱・冷却の熱サイクルを与えることにより、ホットストリップの粗圧延機のワークロールの表層部が受ける熱疲労現象を再現するものである。急速加熱および冷却は、それぞれ高周波誘導加熱および衝風空冷を用いて、室温および加熱温度間を約 500℃/minの速度で行い、熱サイクルに対応して発生する応力をロードセルにより測定した。
【００５９】
拘束熱サイクル試験において、加熱温度を変化させて、応力応答の変化または破断するまでの熱サイクル数を調査することにより、縦クラック発生臨界温度を求めることができる。
【００６０】
このようにして得られた各試験片の、縦クラック発生臨界温度と引張強さとの関係を、図４にグラフで示す。なお、図４においては、便宜上、熱サイクル数は104 の破断寿命に相当する温度を縦クラック発生臨界温度としているが、熱サイクル数が104 以外 (例えば107)であっても、この傾向に差異はない。
【００６１】
図４において、供試材No.1および供試材No.2は、ともに、本発明例の鉄基合金である。一方、供試材No.3は、従来例の高Cr鋳鋼材である。また、供試材No.4および供試材No.5は、高Ｃ高Ｖ系合金鋳鉄材である。
図４にグラフで示すように、供試材No.1および供試材No.2は、ともに、縦クラック発生臨界温度が580 ℃を超えている。
【００６２】
これに対し、供試材No.3は、熱間圧延用ロールとして通常設定される硬さ(HS 75〜80) よりも高硬度であり、大きな引張強さを有している。しかし、Ｃ含有量、Cr含有量および (Mo＋ 0.5Ｗ＋ 0.5Ｖ) 量がいずれも本発明の範囲を外れているため、縦クラック発生臨界温度が520 ℃程度と極めて低い。
【００６３】
また、供試材No.4および供試材No.5は、高Ｃ高Ｖ系合金鋳鉄材であるが、引張強さが1200MPa 未満であるため、縦クラック発生臨界温度が580 ℃に達しなかった。特に、供試材No.4は、硬さをHS 85 程度に高めた高Ｃ高Ｖ系合金鋳鉄材であるが、縦クラック発生臨界温度は570 ℃程度であった。
【００６４】
このように、本実施例によれば、縦クラック、ひいては横クラックに起因する肌荒れや摩耗を減少させるには、ショア硬さで80以上の硬さを確保する必要があることがわかるが、ただ単に遠心鋳造による高Ｃ高Ｖ系合金鋳鉄材の硬さを高めるだけ、あるいは、高Cr鋳鉄（または鋳鋼）ロール材の硬さを高めて引張強さを向上させるだけでは、熱間圧延用ロールの縦クラック、ひいては横クラックに起因する肌荒れや摩耗を減少させることはできないことがわかる。
【００６５】
また、本実施例によれば、1200 MPa以上の引張強さを有する鉄基合金は、580 ℃以上の縦クラック発生臨界温度を達成でき、熱負荷が大きい条件で使用される熱間圧延用ロールにおいても、横クラックに起因する肌荒れや摩耗を減少でき、圧延スケジュールの大幅な拡大を図ることができ、過酷な高熱負荷圧延にも充分に対応できることがわかる。
【００６６】
(実施例２)
実施例１で行った拘束熱サイクル試験において、大きな引張強さを有する高Cr鋳鉄（または鋳鋼）材からなる供試材No.3の縦クラック発生臨界温度が低かった原因は、高Cr鋳鉄（または鋳鋼）材は耐熱性に劣るために加熱時の応力弛緩が大となり、冷却時に発生する引張応力の繰り返し加熱冷却による増加量が大であるため、すなわち焼き戻し軟化が大であるため、であると考えられる。
【００６７】
したがって、過酷な熱負荷条件における耐熱疲労性を改善するためには、硬さがショア硬さで80以上であり、かつ1200 MPa以上の引張強さを確保するとともに、高温に繰り返し加熱されることによる硬度低下を小さくすることができる耐熱性を備えることが、必要である。
【００６８】
この耐熱性を評価する試験として、600 ℃に保持したソルトバスに試験片を所定時間 (20分、40分) 浸漬した時の硬さ低下量を測定する方法を用いた。ここで、保持温度を600 ℃としたのは、一般鉄鋼材料は約550 ℃以上の高温に加熱された場合に硬さ低下が大きくなるためであり、浸漬時間として20分、40分を選定したのは、１回転当たりの接触時間が0.1 秒の場合、104 のロール回転数でも16.7分の総接触時間となるからである。
【００６９】
図５には、表１の供試材No.1〜供試材No.5それぞれから採取した試験片（直径25mm、長さ15mm) について行った上記の耐熱性評価試験により求めた、20分、40分浸漬後の硬さ低下量 (＝浸漬前の硬さ−浸漬後の硬さ；ロックウエル硬さで測定) と、それぞれの (Mo＋ 0.5Ｗ＋ 0.5Ｖ) 量との関係を、グラフで示す。
【００７０】
図５に示すグラフから、硬さ低下量は、 (Mo＋ 0.5Ｗ＋ 0.5Ｖ) 量が多いほど小さくなることが分かる。この結果と、前述した拘束熱サイクル試験結果とを対比すると、図５に示すグラフから、硬さの低下を、ショア硬さ換算で15以内 (ロックウエル硬さ換算で９以内) とするには、 (Mo＋ 0.5Ｗ＋ 0.5Ｖ) 量は３以上であればよいことがわかる。
【００７１】
(実施例３)
実施例１において、供試材No.5 (遠心鋳造による高Ｃ高Ｖ系合金鋳鉄材) の縦クラック発生臨界温度が560 ℃程度であるのは、ショア硬さで82に硬さを高めても1200 MPa以上の引張強さを得ることができなかったことにある。また、仮に1200 MPa以上の引張強さを確保できたとしても、横クラックが発生して進展し易いという問題が残る。これらの問題は、遠心鋳造による高Ｃ高Ｖ系合金鋳鉄材では、遠心鋳造に特有な網目状炭化物が発達した組織であることに起因している。
【００７２】
本実施例では、本発明で規定する組成を満足する鉄基合金について炭化物量％Ｋを測定し、網目状炭化物の発達状況を調べた。
表３および表４には、本発明で規定する組成を満足する鉄基合金からなる供試材No.6〜供試材No.8の炭化物量％Ｋを測定した結果をまとめて示す。
【００７３】
【表３】
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【００７４】
【表４】
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【００７５】
表３および表４に示すように、供試材No.6〜供試材No.8は、いずれも、炭化物量％Ｋが10％未満であった。また、これらの供試材No.6〜供試材No.8は、いずれも、網目状炭化物組織を呈していなかった。
【００７６】
(実施例４)
球状黒鉛鋳鉄の芯材と、表３および表４に示す供試材No.7の組成を有する鉄基合金の外層とからなる素材を遠心鋳造法により鋳造し、焼鈍および荒加工後に、焼き入れ焼き戻しを行うことによって、胴径が1100mmであり、有効使用径：120 mmであるとともに、胴表層部の硬さがショア硬さで83である熱間圧延用鋳造ロールを製造した。
【００７７】
なお、焼き入れは、加熱温度を1025℃とし、加熱時間を10時間とし、1025℃から600 ℃までの冷却時間を40分として、行った。
このようにして製造した熱間圧延用鋳造ロールを、ホットストリップの粗圧延機に適用して、圧延を行った。
【００７８】
その結果、本実施例の熱間圧延用鋳造ロールは、低速高温度圧延等の過酷な高熱負荷圧延を行っても、熱疲労に起因する肌荒れや摩耗が著しく減少した。このため、圧延スケジュールを大幅に拡大することができた。
【００７９】
【発明の効果】
以上詳細に説明したように、本発明により、充分な耐摩耗性を有するとともに、熱疲労に起因する肌荒れや摩耗を抑制した熱間圧延用ロールを提供できた。このため、本発明にかかる熱間圧延用ロールは、圧延条件を緩和することなく圧延スケジュールを、例えば高Ｃ高Ｖ系ロールよりも大幅に拡大することができ、かつ過酷な高熱負荷圧延においても優れた耐摩耗性および耐肌荒れ性を発揮することができ、例えばホットストリップの粗圧延機のワークロールとして好適に用いることができる。
かかる効果を有する本発明の意義は、極めて著しい。
【図面の簡単な説明】
【図１】圧延材の温度Ｔが1100℃または1200℃の場合について、圧延中のワークロールの表面から 0.4mm深さ位置の接触弧面内最高到達温度T0.4 (℃) と、圧延材とワークロールとの１回転当たりの接触時間(sec) との関係を、計算解析により求めた結果を示すグラフである。
【図２】各種の高Cr鋳鋼ロールおよびアダマイトロールについて、縦クラックの発生と、ショア硬さとの関係を調べた結果を示すグラフである。
【図３】ホットストリップの粗圧延機で使用された、各種硬さの高Cr鋳鋼ロール、アダマイトロールおよび高Ｃ高Ｖ系ロールの硬さと、実際の圧延操業における１万トン圧延当たりのロール消耗量との関係を示すグラフである。
【図４】実施例１において、得られた各試験片の、縦クラック発生臨界温度と引張強さとの関係を示すグラフである。
【図５】実施例２において、供試材No.1〜供試材No.5それぞれから採取した試験片について行った耐熱性評価試験により求めた、20分、40分浸漬後の硬さ低下量と、それぞれの (Mo＋ 0.5Ｗ＋ 0.5Ｖ) 量との関係を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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